JP4041201B2

JP4041201B2 - High-strength steel for welding with excellent toughness of heat affected zone

Info

Publication number: JP4041201B2
Application number: JP05270298A
Authority: JP
Inventors: 周二粟飯原; 龍治植森
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1997-02-28
Filing date: 1998-02-19
Publication date: 2008-01-30
Anticipated expiration: 2018-02-19
Also published as: JPH10298708A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は高層建築等のボックス柱の組み立てで適用されるエレクトロスラグ溶接、あるいは、造船・橋梁で適用されるエレクトロガス溶接などの超大入熱溶接における熱影響部（以下、ＨＡＺと称する）靱性に優れた溶接用高張力鋼に関するものである。特に、入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上で、例えば、１５００ｋＪ／ｃｍ程度でも優れたＨＡＺ靱性を有するものである。
【０００２】
【従来の技術】
最近の建築構造物の高層化に伴い、鋼製柱が大型化し、これに使用される鋼材の板厚も増してきた。このような大型の鋼製柱を溶接で組み立てる際に、高能率で溶接することが必要であり、極厚鋼板を１パスで溶接できるエレクトロスラグ溶接が広く適用されるようになってきている。また、造船・橋梁分野においても板厚が２５ｍｍ程度以上の鋼板を１パスで溶接するエレクトロガス溶接が広く適用されるようになってきた。典型的な入熱の範囲は２００〜１５００ｋＪ／ｃｍであり、このような超大入熱溶接ではサブマージアーク溶接などの大入熱溶接（入熱は１００〜２００ｋＪ／ｃｍ）とは異なり、ＨＡＺが受ける熱履歴において１３５０℃以上の高温滞留時間が極めて長くなり、オーステナイト粒の粗大化が極めて顕著であり、ＨＡＺの靱性を確保することが困難であった。最近の大地震を契機として建築構造物の信頼性確保が急務の課題であり、このような超大入熱溶接ＨＡＺ部の靱性向上を達成することは極めて重要な課題である。
【０００３】
従来から大入熱溶接ＨＡＺ靱性向上に関しては以下に示すように多くの知見・技術があるが、上記のとおり超大入熱溶接と大入熱溶接とではＨＡＺが受ける熱履歴、特に、１３５０℃以上における滞留時間が大きく異なるために、大入熱溶接ＨＡＺ靱性向上技術を単純に本発明の対象分野に適用することはできない。
【０００４】
従来の大入熱溶接ＨＡＺ靱性向上は大きく分類すると主に二つの基本技術に基づいたものであった。その一つは鋼中粒子によるピン止め効果を利用したオーステナイト粒粗大化防止技術であり、他の一つはオーステナイト粒内フェライト変態利用による有効結晶粒微細化技術である。
【０００５】
「鉄と鋼」、第６１年（１９７５）第１１号、第６８頁には、各種の鋼中窒化物・炭化物についてオーステナイト粒成長抑制効果を検討し、Ｔｉを添加した鋼ではＴｉＮの微細粒子が鋼中に生成し、大入熱溶接ＨＡＺにおけるオーステナイト粒成長を効果的に抑制する技術が示されている。
【０００６】
特開昭６０−１８４６６３号公報には、Ａｌを０．０４〜０．１０％、Ｔｉを０．００２〜０．０２％、さらに、希土類元素（ＲＥＭ）を０．００３〜０．０５％含有する鋼において、入熱が１５０ｋＪ／ｃｍの大入熱溶接ＨＡＺ靱性を向上させる技術が開示されている。これは、ＲＥＭが硫・酸化物を形成して大入熱溶接時にＨＡＺ部の粗粒化を防止する作用を有するためである。
【０００７】
特開昭６０−２４５７６８号公報には、粒子径が０．１〜３．０μｍ、粒子数が５×１０³〜１×１０⁷ケ／ｍｍ³のＴｉ酸化物、あるいはＴｉ酸化物とＴｉ窒化物との複合体のいずれかを含有する鋼では、入熱が１００ｋＪ／ｃｍの大入熱溶接ＨＡＺ内でこれら粒子がフェライト変態核として作用することによりＨＡＺ組織が微細化してＨＡＺ靱性を向上できる技術が開示されている。
【０００８】
特開平２−２５４１１８号公報には、ＴｉとＳを適量含有する鋼において大入熱溶接ＨＡＺ組織中にＴｉＮとＭｎＳの複合析出物を核として粒内フェライトが生成し、ＨＡＺ組織を微細化することによりＨＡＺ靱性の向上が図れる技術が開示されている。
【０００９】
特開昭６１−２５３３４４号公報には、Ａｌを０．００５〜０．０８％、Ｂを０．０００３〜０．００５０％含み、さらに、Ｔｉ、Ｃａ、ＲＥＭのうち少なくとも１種以上を０．０３％以下含む鋼は大入熱溶接ＨＡＺで未溶解のＲＥＭ・Ｃａの酸化・硫化物あるいはＴｉＮを起点として冷却過程でＢＮを形成し、これからフェライトが生成することにより大入熱ＨＡＺ靱性が向上する技術が開示されている。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
「鉄と鋼」、第６１年（１９７５）第１１号、第６８頁に開示されている技術はＴｉＮをはじめとする窒化物を利用してオーステナイト粒成長抑制を図るものであり、大入熱溶接では効果が発揮されるが、本発明が対象とする超大入熱溶接では１３５０℃以上の滞留時間が極めて長いために、ほとんどのＴｉＮはほとんど固溶し、粒成長抑制の効果を失う。従って、この技術を本発明が目的とする超大入熱溶接ＨＡＺの靱性には適用できない。
【００１１】
特開昭６０−１８４６６３号公報に開示された技術はＲＥＭの硫・酸化物を利用して大入熱溶接時にＨＡＺ部の粗粒化を防止するものである。硫・酸化物は窒化物に比べて１３５０℃以上の高温における安定性は高いので、粒成長抑制効果は維持される。しかしながら、硫・酸化物を微細に分散させることは困難である。硫・酸化物の個数密度が低いために、個々の粒子のピン止め効果は維持されるとしても超大入熱溶接ＨＡＺのオーステナイト粒径を小さくすることには限度があり、これだけで靱性向上をはかることはできない。
【００１２】
特開昭６０−２４５７６８号公報に記載された技術はＴｉ酸化物、あるいはＴｉ酸化物とＴｉ窒化物との複合体のいずれかの粒子がフェライト変態核として作用することによりＨＡＺ組織を微細化させてＨＡＺ靱性を向上させるものであり、Ｔｉ酸化物の高温安定性を考慮すると超大入熱溶接においてもその効果は維持される。しかしながら、粒内変態核から生成するフェライトの結晶方位は全くランダムというわけではなく、母相オーステナイトの結晶方位の影響を受ける。従って、超大入熱溶接ＨＡＺではオーステナイト粒が粗大化する場合には粒内変態だけでＨＡＺ組織を微細化することには限度がある。
【００１３】
特開平２−２５４１１８号公報に開示された技術は、ＴｉＮ上にＭｎＳを析出させた複合析出物からフェライトを変態させるものであり、大入熱溶接のように１３５０℃以上の滞留時間が比較的短い場合には効果を発揮するが、超大入熱溶接においては１３５０℃以上の滞留時間が長く、この間にＴｉＮは固溶してしまうためにフェライト変態核が消失し、その効果が発揮できない。
【００１４】
特開昭６１−２５３３４４号公報に開示された技術は、ＲＥＭ・Ｃａの酸化・硫化物あるいはＴｉＮ上にＢＮを形成し、これからフェライトを生成させることによりＨＡＺ組織を微細化するものであり、超大入熱溶接においても同様な効果は期待できる。しかしながら、ＲＥＭ・Ｃａの酸化・硫化物の個数を増加させることは困難であり、しかもＴｉＮは固溶してフェライト生成核としての作用を発揮できず、粒内フェライト変態だけでは超大入熱溶接ＨＡＺの靱性向上には限度がある。
【００１５】
本発明は高層建築物のボックス柱の組み立てで適用されるエレクトロスラグ溶接、造船・橋梁で適用されるエレクトロガス溶接などの入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上の超大入熱溶接におけるＨＡＺ靱性に優れた溶接用高張力鋼を提供することにある。
【００１６】
【課題を解決するための手段】
本発明は、超大入熱溶接ＨＡＺの靱性向上にはＨＡＺ組織の微細化が必須であり、このためにはＨＡＺのオーステナイト粒成長を抑制するとともにオーステナイト粒内からのフェライト変態を促進し、これら両者の相乗作用により有効結晶粒を微細化することにより初めて可能であるとの知見により本発明を完成した。
【００１７】
本発明の要旨は次のとおりである。
【００１９】
（１）質量％で、
０．０４≦Ｃ≦０．２、
０．０２≦Ｓｉ≦０．５、
０．６≦Ｍｎ≦２．０、
Ｐ≦０．０２、
Ｓ≦０．０２、
Ａｌ＜０．００３、
０．００５≦Ｔｉ≦０．０２５、
０．００２≦Ｎ≦０．００８、
０．０００２≦Ｍｇ≦０．００５、
０．０００５≦Ｏ≦０．００８、
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、かつ、粒子径が０．００５〜０．１μｍのＭｇＯを核としてその周辺にＴｉＮを有する大きさが０．０５〜０．５μｍのＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物を１平方ｍｍあたり１．０×１０ ^５〜１．０×１０ ^７個含むことを特徴とする超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼。
【００２０】
（２）上記（１）の鋼に、更に母材強度上昇元素群を、質量％で、
０．０５≦Ｃｕ≦１．５、
０．０５≦Ｎｉ≦２．０、
０．０２≦Ｃｒ≦１．０、
０．０２≦Ｍｏ≦１．０、
０．００５≦Ｎｂ≦０．０５、
０．００５≦Ｖ≦０．１、
０．０００４≦Ｂ≦０．００４
の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼。
【００２１】
（３）上記（１）または（２）の鋼に、更に硫化物形態制御元素群を、質量％で、
０．０００５≦Ｃａ≦０．００３、
０．０００５≦ＲＥＭ≦０．００３、
の１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた溶接用高張力鋼。
【００２２】
ＭｇＯ−ＴｉＮ複合介在物の個数は鋼板から抽出レプリカを採取し、透過型電子顕微鏡で測定すればよい。また、本発明でいうところの「溶接用高張力鋼」とは、例えば、ＪＩＳＧ３１０６「溶接構造用圧延鋼材」、ＪＩＳＧ３１１５「圧力容器用鋼板」、ＪＩＳＧ３１１８「中・常温圧力容器用炭素鋼鋼板」、ＪＩＳＧ３１２６「低温圧力容器用炭素鋼鋼板」及び、ＪＩＳＧ３１２８「溶接構造用高降伏点鋼板」に相当するものである。
【００２３】
以下、本発明を詳細に説明する。
【００２４】
本発明者らは、超大入熱溶接ＨＡＺの組織と靱性の関係に関する詳細な調査・研究を実施した結果、従来の大入熱溶接ＨＡＺの組織制御または靱性向上法をそのまま適用しても、超大入熱溶接ＨＡＺ靱性向上は限られたものであり、複数の組織制御技術を組み合わせることにより初めて靱性向上が可能となることを知見した。上記のとおり、ＨＡＺ靱性向上にはＨＡＺの組織微細化、すなわち、有効結晶粒の微細化が必須である。有効結晶粒の微細化にはオーステナイト粒の微細化と粒内フェライト変態利用によるオーステナイト粒内組織の分断・微細化がある。超大入熱溶接のＦＬ付近やＨＡＺでは１３５０℃以上の高温における滞留時間が極めて長いために、これら二つの組織微細化技術を単独に用いたのでは十分な組織微細化は得られず、両者を組み合わせることにより初めて達成可能であるとの結論に達した。
【００２５】
まず、オーステナイト粒の微細化には鋼中粒子によるピン止め効果を利用することが有効であるが、窒化物の中でも最も熱的に安定であるとされるＴｉＮでも１３５０℃以上に長時間加熱されるとほとんどが溶解し、ピン止め効果を失うために、超大入熱溶接への適用には限度がある。従って、高温で安定である酸化物粒子の利用が必須となる。しかしながら、従来技術のＲＥＭあるいはＣａ酸化物（酸・硫化物も含む）では、超大入熱溶接ＨＡＺのオーステナイト粒粗大化抑制に十分な程度にこれら酸化物を鋼中に微細分散させることは極めて困難である。本発明者らは各種の酸化物について比較検討した結果、Ｍｇの酸化物が最も微細分散に適した酸化物であることを知見した。ＨＡＺのオーステナイト粒成長抑制に効果を発揮する粒子は主に０．１μｍ以下のものであるが、Ｍｇ添加量、溶鋼Ｏ濃度などを制御することにより０．１μｍ以下のＭｇ酸化物を鋼中に微細分散させることが可能である。ここで、Ｍｇ酸化物はＭｇＯの化学式で表される組成を有するものであり、ＮａＣｌ型の立方晶の結晶構造を有するものである。
【００２６】
一方、従来技術からも明らかなように、大入熱溶接ＨＡＺのオーステナイト粒成長抑制にはＴｉＮが有効である。超大入熱溶接においてもＴｉＮの溶解を抑制できればＴｉＮをオーステナイト粒成長抑制に利用できる。上記のとおり、ＭｇＯはＮａＣｌ型の立方晶の結晶構造を有するが、ＴｉＮも同一の結晶構造であり、しかも、格子定数がＭｇＯでは４．２１オングストローム、ＴｉＮでは４．２４オングストロームと極めて近い。従って、鋼中にＭｇＯが分散しており、固溶Ｔｉと固溶Ｎが存在していればＭｇＯ上にＴｉＮが容易に析出できると本発明者らは考えた。この原理を利用して、微細分散したＭｇＯ上にＴｉＮを析出させることにより、ＭｇＯが存在しない場合よりもＴｉＮを微細に析出させることが可能となった。図１にＭｇＯとＴｉＮの複合析出物の形態を模式的に示す。
【００２７】
ＭｇＯ上に析出したＴｉＮはＭｇＯと格子整合性が極めて高いために単独析出したＴｉＮに比べて高温安定性にも優れ、１３５０℃以上の温度域でも固溶せずに残存する量が増える。従って、超大入熱溶接においてＭｇＯとＴｉＮの複合析出物はオーステナイト粒成長を効果的に抑制することが可能である。なお、１３５０℃以上で極めて長時間保持されれば、ＭｇＯ上に析出したＴｉＮといえども多くが固溶してしまうが、核として存在するＭｇＯは固溶することなく安定である。従って、極めて厳しい熱履歴条件ではＭｇＯが粒界移動を抑制する作用を発揮するために、ＨＡＺのオーステナイト粒成長を維持できる。
【００２８】
上記のオーステナイト粒成長抑制に加えて、ＨＡＺ熱履歴の冷却途上でＭｇＯ−ＴｉＮの複合析出物からフェライトが生成し、粒内のミクロ組織が微細化されることを見出した。析出物とフェライトの間の結晶方位関係としてＢａｋｅｒ−Ｎｕｔｔｉｎｇの関係を仮定すると、ＭｇＯ−ＴｉＮはともにフェライトと高い整合性を有する。このために、ＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物から容易にフェライトが生成するものと本発明者らは考えている。このフェライトはオーステナイト粒内で生成するフェライトであり、オーステナイト粒内組織を微細化する。さらに、オーステナイト粒の移動を抑制したＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物はオーステナイト粒界に存在する確率も高く、冷却途上でオーステナイト粒界に存在する複合析出物からもフェライト変態が生じる。粒界にこのようなフェライト生成核が存在しない場合には同一方位のフェライトが生成しやすく、これらフェライトは合体して粗大な粒界アロトリオモルフフェライトを形成する。その結果、このアロトリオモルフフェライトから粒内に方位の揃ったサイドプレートが生成し、粒内組織が粗くなる。粒界にＭｇＯ−ＴｉＮ複合粒子であるフェライト生成核が存在すると、そこから生成するフェライトは複合粒子の方位に依存した方位を有するために、粒界上フェライトの方位はランダムとなり、粗大な粒界アロトリオモルフフェライトが生成しにくくなる。従って、粒内のＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物からのフェライト変態に加えて粒界からの粗いサイドプレートフェライトが抑制されるために、結果として粒内組織が微細化されるものと本発明者らは考えている。
【００２９】
上記のように、ＭｇＯとＴｉＮの複合析出物を鋼中に微細分散させることにより、ＨＡＺのオーステナイト粒の成長を抑制するとともに、粒内組織を微細化させることが可能であり、これらの相乗効果により特に超大入熱溶接ＨＡＺの靭性を向上させることが可能となる。このような効果は任意の酸化物と窒化物の組み合わせで成立するものではなく、両者の結晶構造が同じで格子定数が極めて近いことが必要で、しかも、これら粒子がフェライトと格子整合性を有するものに限られるのであり、この必要条件からＭｇＯとＴｉＮの複合析出物が最適と本発明者らは考えている。
【００３０】
本発明では、Ｍｇ酸化物の粒子径を０．００５〜０．１μｍに限定した。０．００５μｍ未満ではＴｉＮの複合析出がし難くなる上にＨＡＺの熱履歴でＴｉＮが固溶した場合の粒成長抑制効果が少なくなる。逆に０．１μｍ超では平均的に粒子を分散し、粒子数を確保することが困難となる。また、ＭｇＯとＴｉＮとの複合析出物のサイズを０．０５〜０．５μｍの範囲とした。０．０５μｍ未満ではいかにＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物でもオーステナイト粒成長抑制効果が少なくなる。また、０．５μｍ超では逆にＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物が破壊起点となって靭性を低下させる。
【００３１】
図１は、油出レプリカを透過型電子顕微鏡で観察したＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物を模式的に示した図である。
【００３２】
鋼板から抽出レプリカを作成し、透過型電子顕微鏡で図１に示したようなＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物を観察して１平方ｍｍあたりの個数に換算した。なお、ＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物は、ほぼ均一に分散することが望ましい。複合析出物個数が１．０×１０⁵未満ではオーステナイト粒成長抑制に不十分であり、１．０×１０⁷超では鋼の清浄度が低下して靭性・延性を低下させ易いので好ましくない。図１中において、１はＴｉＮ、２はＭｇＯ、そして３はＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物を示す。ＭｇＯの粒子径は、図１中に示すＭｇＯの直径であり、ＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物の大きさは、複合析出物の長辺の長さ、例えば、図１のｄ₁又はｄ₂の値である。
【００３３】
上記のようなサイズおよび個数の粒子を鋼中に分散させるためにはＡｌ、Ｔｉ、Ｎ、Ｍｇ、Ｏ含有量を下記のとおり限定する必要がある。
【００３４】
Ａｌを０．００３％以上含有するとアルミナ主体の酸化物が増加し、ＭｇＯの生成が抑制される。従って、Ａｌを０．００３％未満とする必要がある。Ａｌの下限は特に限定されるものではないが、経済的には０．０００１％が好ましい。なお、ＡｌはＭｇＯを微細でほぼ均一に分散するには０．００１％以下とすることが望ましい。
【００３５】
Ｔｉは、ＴｉＮ生成に必須の元素である。０．００５％未満ではＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出でのＴｉＮ生成量が不十分であり、０．０２５％を超えるとＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物中に粗大なＴｉＮが生成するために靭性を低下させる。従って、Ｔｉ含有量を０．００５〜０．０２５％とした。しかし、粗大なＴｉＮ析出を防止してＨＡＺ靭性を更に向上させるためには０．０１５％以下とすることが望ましい。
【００３６】
Ｎも、ＴｉＮ生成に必要な元素である。０．００２％未満ではＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物中にＴｉＮ生成が不十分となる。０．００８％超では粗大ＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物で粗大ＴｉＮを生成して靭性を低下させる。従って、Ｎの範囲を０．００２〜０．００８％とした。また、ＴｉＣ析出による靭性低下を抑制するために、Ｔｉ／Ｎ比を３．４以下とすることが望ましい。しかし、粗大ＴｉＮ析出防止と他の靭性向上のためには０．００６％以下とすることが望ましい。
【００３７】
Ｍｇは、ＭｇＯ生成に必須な元素である。０．０００２％未満では必要なＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物の核となるＭｇＯ粒子を得ることはできない。０．００５％超では粗大ＭｇＯが生成して靭性・延性を低下させる。従ってＭｇの範囲を０．０００２〜０．００５％とした。しかし、粗大なＭｇＯを抑制し、ＭｇＯを微細でほぼ均一に分散するには０．００１５〜０．００４％とすることが望ましい。
【００３８】
Ｏは、ＭｇＯ生成に必須の元素である。０．０００５％未満では必要なＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物の核となるＭｇＯ粒子を得ることはできない。０．００８％超では粗大ＭｇＯが生成して靭性・延性を低下させる。従ってＯの範囲を０．０００５〜０．００８％とした。しかし、粗大なＭｇＯを抑制し、ＭｇＯを微細でほぼ均一に分散するには０．００１５〜０．００４％とすることが望ましい。
【００３９】
また、ＨＡＺ靭性は、オーステナイト粒微細化と粒内組織微細化だけでなく、合金元素により大きく変化する。また、母材の強度確保のためにも適正な合金元素を含有させる必要があるので、以下の理由により合金元素の範囲を限定した。
【００４０】
Ｃは母材の強度を上昇できる元素である。０．０４％未満では母材強度の確保が得られないので０．０４％を下限値とした。逆にＣを多く含有すると、脆性破壊の起点となるセメンタイトを増加させるため、母材・ＨＡＺの靱性を低下させる。０．２％を超えると靱性低下が顕著となるので、これを上限値とした。なお、母材・ＨＡＺ靭性を更に向上させるためには、０．０４〜０．１５％とすることが望ましい。
【００４１】
Ｓｉは、母材強度上昇に有効な元素である。０．０２％未満ではこの効果が得られないので下限値を０．０２％とした。逆に、０．５％超含有すると、ＨＡＺ組織中に島状マルテンサイトが多量に生成し、さらに、フェライト地を硬化させるので、ＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物により粒内フェライトを細かくし、有効結晶粒径を微細化しても靱性向上は得られない。従って、上限を０．５％とした。なお、ＨＡＺ靭性を向上するためには０．３以下とすることが望ましい。
【００４２】
Ｍｎは、母材の強度上昇に有効な元素である。０．６％未満ではこの効果が得られないので下限値を０．６％とした。逆に、２．０％超含有すると靱性低下が顕著となる。従って、上限値を２．０％とした。
【００４３】
Ｐは、粒界脆化をもたらし、靱性に有害な元素であり、低いほうが望ましい。０．０２％超含有すると靱性低下が顕著となるので、０．０２％を上限とする。しかし、母材・ＨＡＺ靭性を更に向上させるためには０．０１％以下（０％を含む）とすることが望ましい。
【００４４】
Ｓは、伸長ＭｎＳを生成し、板厚方向の特性を低下させる。０．０２％超のＳを含有すると板厚方向特性の低下が顕著となるので、上限値を０．０２％とした。しかし、母材・ＨＡＺを更に向上させるためには０．０１％以下（０％を含む）とすることが望ましい。
【００４５】
さらに、母材強度上昇に効果のある選択元素の限定範囲を以下の理由で決定した。
【００４６】
Ｃｕは、母材強度上昇に有効な元素であり、特に、時効熱処理により微細Ｃｕ相を析出させることにより著しい強度上昇が得られる。０．０５％未満では強度上昇が得られないので、０．０５％を下限値とした。逆に、１．５％超含有すると母鋼材やＨＡＺの脆化が顕著となるので上限値を１．５％とした。しかし、母鋼材・及びＨＡＺ靭性を更に向上させるためには過度のＣｕ析出による硬化を防ぐ必要があり、このために１．０％以下とすることが望ましい。
【００４７】
Ｎｉは、焼入れ性を上昇させることにより母材強度上昇に効果を有し、さらに、靱性を向上させる。０．０５％未満ではこれらの効果が得られないので下限値を０．０５％とした。逆に、２．０％超含有すると焼入れ性が高くなりすぎてＨＡＺ硬化組織を生成しやすくなり、ＨＡＺ靱性を低下させる。従って、上限値を２．０％とした。しかし、ＨＡＺの硬化性を抑えて溶接性とＨＡＺ靭性を向上させるためには１．５％以下とすることが望ましい。
【００４８】
Ｃｒは、母材強度上昇に効果を有する。０．０２％未満ではこの効果が得られないので下限値を０．０２％とした。逆に、１．０％超含有するとＭｇＯ−ＴｉＯ複合析出物により粒内フェライトが生成しても、ＨＡＺに硬化組織を生成してＨＡＺ靱性を低下させる。従って、上限値を１．０％とした。しかしＨＡＺの硬化性抑えて溶接性とＨＡＺ靭性を更に向上させるためには０．５％以下とすることが望ましい。
【００４９】
Ｍｏは、母材強度上昇に効果を有する。０．０２％未満ではこの効果が得られないので下限値を０．０２％とした。逆に、１．０％超含有するとＭｇＯ−ＴｉＯ複合析出物により粒内フェライトが生成しても、ＨＡＺに硬化組織を生成してＨＡＺ靱性を低下させる。従って、上限値を１．０％とした。しかし、ＨＡＺの硬化性を抑えて溶接性とＨＡＺ靭性を更に向上させるためには０．５％以下とすることが望ましい。
【００５０】
Ｎｂは、母材の強度上昇および細粒化に有効な元素である。０．００５％未満ではこれらの効果が得られないので下限値を０．００５％とした。逆に、０．０５％超含有するとＨＡＺにおけるＮｂ炭窒化物の析出が顕著となりＭｇＯ−ＴｉＯ複合析出物により粒内フェライトが生成しても、ＨＡＺ靱性低下が著しくなる。従って、上限値を０．０５％とした。しかし、過度の炭窒化物析出を抑制し、ＨＡＺ靭性を更に向上させるためには０．０２％以下とすることが望ましい。
【００５１】
Ｖは、母材の強度上昇および細粒化に有効な元素である。０．００５％未満ではこれらの効果が得られないので下限値を０．００５％とした。逆に、０．１％超含有するとＨＡＺにおける炭窒化物の析出が顕著となりＭｇＯ−ＴｉＯ複合析出物により粒内フェライトが生成しても、ＨＡＺ靱性低下が著しくなる。従って、上限値を０．１％とした。しかし、過度の炭窒化物析出を抑制し、ＨＡＺ靭性を更に向上させるためには０．０４％以下とすることが望ましい。
【００５２】
Ｂは、制御冷却および焼入れ熱処理を施す場合に特に顕著な強度上昇の効果を発揮する。また、０．０００４％未満の含有量では強度上昇効果が得られないので下限値を０．０００４％とした。逆に、０．００４％超含有するとＭｇＯ−ＴｉＯ複合析出物により粒内フェライトが生成しても、粗大なＢ窒化物や炭ホウ化物を析出してこれが破壊の起点となるために靱性を低下させる。従って、上限値を０．００４％とした。しかし、過度の炭窒化物析出を抑制し、ＨＡＺ靭性を更に向上させるためには０．００２％以下とすることが望ましい。
【００５３】
Ｃａ及びＲＥＭは、硫化物を生成することにより伸長ＭｎＳの生成を抑制し、鋼材の板厚方向の特性、特に耐ラメラテアー性を改善する。Ｃａ、ＲＥＭをともに０．０００５％未満では、この効果が得られないので、下限値を０．０００５％とした。逆に、０．００３％超含有すると、Ｃａ及びＲＥＭの酸化物が増加し、Ｍｇ酸化物の量が低下する。従って、Ｃａ及びＲＥＭの上限を０．００３％とした。Ｃａ及びＲＥＭ含有量をＭｇ含有量よりも低くすることが望ましい。なお、ＣａとＲＥＭの含有量は、粗大なＭｇＯを抑制し、ＭｇＯを微細でほぼ均一に分散するには０．００１５％以下とすることが望ましい。
【００５４】
本発明のＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物による溶接融合線（ＦＬ）付近及び溶接熱影響部（ＨＡＺ）での、オーステナイト粒成長抑制及び粒内フェライト生成核としての粒内フェライト変態促進との相乗作用によるＦＬとＨＡＺの靭性改善は、超大入熱溶接ばかりでなく大入熱溶接（例えば入熱１００〜２００未満ｋＪ／ｃｍ程度）でも有効である。
【００５５】
鋼の製造方法は、ＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物が所定量存在すれば良いので、鋳造後の加熱、圧延、熱処理条件は母鋼材に必要とされる機械的性質に応じて適宜選定すれば良い。
【００５６】
例えば、溶鋼の温度を１６５０℃以下とし、溶鋼Ｏ濃度を０．０１％以下とした状態で適量のＴｉを添加して脱酸を行い、引き続き、適量のＭｇを添加して脱酸を行う。Ｔｉ酸化物はＭｇにより還元されて微細なＭｇＯが鋼中に生成し、Ｔｉは溶鋼中に溶解する。凝固途中あるいは凝固後の冷却過程で図１に示すような、ＭｇＯを核としてＴｉＮが析出したＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物を鋼中に生成することができる。
【００５７】
【発明の実施の形態】
（実施例）
以下に、本発明の実施例を示す。転炉により鋼を溶製し、連続鋳造により厚さが２４０ｍｍのスラブを製造した。表１に鋼材の化学成分を示す。ＨＡＺ靱性は炭素当量にも大きく依存するので、本発明の効果を確認するために、ほぼ同一の化学成分でＡｌ、Ｎ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｏのみを変えた鋼を溶製して比較した。
【００５８】
表２に鋼板の製造方法と板厚、母材の機械的性質を示す。
【００５９】
表２に示すとおり、制御圧延・制御冷却法、焼入れ・焼戻し法、および、直接焼入れ・焼戻し法により鋼板を製造した。板厚は４０〜１００ｍｍとした。
【００６０】
【表１】

【００６１】
【表２】

図２に示すエレクトロスラグ溶接又はエレクトロガス溶接により、溶接試験体を作成した。
【００６２】
エレクトロスラグ溶接（ａ）では、溶接の電流を３８０Ａ、電圧を４６Ｖ、速度を１．１４ｃｍ／分とした。入熱は９２０ｋＪ／ｃｍである。同図に示すように、溶接融合線（ＦＬ）および溶接融合線から３ｍｍ（ＨＡＺ３）の位置がノッチ位置に一致するようにシャルピー衝撃試験片４を採取した。
【００６３】
また、板厚を２５ｍｍにそろえて、入熱が２００ｋＪ／ｃｍのエレクトロガス溶接（ｂ）も実施した。電流は、６１０Ａ、電圧は３５Ｖ、速度は４．１ｃｍ／分とした。
【００６４】
エレクトロスラグ溶接と同じノッチ位置となるようにシャルピー衝撃試験片４を採取した。衝撃試験は０℃で行い、３本繰り返しの平均値で靱性を評価した。結果を表３に示す。
【００６５】
図３にエレクトロガス溶接ＨＡＺ靱性（ノッチ位置は溶接融合線ＦＬ）を、図４にエレクトロスラグ溶接ＨＡＺ靱性（ノッチ位置は溶接融合線ＦＬ）を示す。
【００６６】
表３から明らかなとおり、発明鋼はＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物の個数が多く、エレクトロスラグ溶接ＨＡＺ（ＦＬ付近）のγ粒径が小さく、同時に、粒内フェライト分率が高い。その結果、超大入熱溶接ＨＡＺの靱性が高い。同様に、エレクトロガス溶接でも発明鋼のＨＡＺ靭性向上が明らかである。比較鋼１３と比較鋼２５はＭｇを含有するが、Ａｌが本発明範囲より高く、ＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物は十分に生成せず、ＨＡＺ靭性も低い。比較鋼１７はＭｇを含有するが、本発明範囲未満であり、ＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物の個数が少なく、ＨＡＺ靭性も低い。
【００６７】
【表３】

【００６８】
【発明の効果】
以上説明したとおり、本発明鋼ではＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物を鋼中に微細分散させることにより入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上の超大入熱溶接の融合線（ＦＬ）及びＨＡＺのγ粒成長抑制と粒内フェライト変態促進との相乗作用によりＨＡＺの有効結晶粒が微細化され、ＨＡＺ靱性を顕著に向上させることができる。本発明を超大入熱溶接が適用される構造物に適用することにより、極めて信頼性の高い溶接構造物を製造することが可能である。従って、本発明は工業上極めて効果が大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】ＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物を模式的に示した図である。
【図２】エレクトロスラグ溶接及びエレクトロガス溶接の条件を示す図である。
【図３】エレクトロガス溶接ＨＡＺ靱性をＰｃｍに対してプロットした図である。
【図４】エレクトロスラグ溶接ＨＡＺ靱性をＰｃｍに対してプロットした図である。
【符号の説明】
１ＴｉＮ
２ＭｇＯ
３ＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物
４試験片[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention is suitable for heat-affected zone (hereinafter referred to as HAZ) toughness in super large heat input welding such as electroslag welding applied in the assembly of box columns such as high-rise buildings, or electrogas welding applied in shipbuilding and bridges. It relates to an excellent high strength steel for welding. In particular, it has excellent HAZ toughness even when the heat input is 200 kJ / cm or more, for example, about 1500 kJ / cm.
[0002]
[Prior art]
With the recent increase in the height of building structures, steel pillars have become larger and the thickness of the steel used for this has increased. When assembling such a large steel column by welding, it is necessary to perform welding with high efficiency, and electroslag welding capable of welding an extremely thick steel plate in one pass has been widely applied. Also, in the shipbuilding / bridge field, electrogas welding for welding steel plates having a thickness of about 25 mm or more in one pass has been widely applied. The typical heat input range is 200 to 1500 kJ / cm, and in such super-high heat input welding, unlike high heat input welding such as submerged arc welding (heat input is 100 to 200 kJ / cm), HAZ receives In the thermal history, the high-temperature residence time of 1350 ° C. or higher is extremely long, the austenite grains are extremely coarsened, and it is difficult to ensure the toughness of the HAZ. Ensuring the reliability of building structures is an urgent issue due to the recent large earthquake, and achieving such improved toughness of the super large heat input weld HAZ is an extremely important issue.
[0003]
Conventionally, there is a lot of knowledge and technology for improving high heat input welding HAZ toughness as shown below, but as described above, heat history that HAZ receives in super high heat input welding and high heat input welding, especially 1350 ° C or higher Since the residence times in are greatly different, the high heat input welding HAZ toughness improvement technology cannot simply be applied to the subject field of the present invention.
[0004]
The conventional high heat input welding HAZ toughness improvement is mainly based on two basic technologies. One is an austenite grain coarsening prevention technique using the pinning effect of steel particles, and the other is an effective grain refinement technique using austenite intragranular ferrite transformation.
[0005]
"Iron and Steel", 61st (1975) No. 11, page 68, examined the effect of suppressing the growth of austenite grains for various nitrides and carbides in steel. Is produced in steel, and a technique for effectively suppressing austenite grain growth in high heat input welding HAZ is shown.
[0006]
JP-A-60-184663 includes 0.04 to 0.10% Al, 0.002 to 0.02% Ti, and 0.003 to 0.05% rare earth element (REM). The technology which improves the high heat input welding HAZ toughness whose heat input is 150 kJ / cm is disclosed. This is because REM has a function of forming a sulfur / oxide and preventing coarsening of the HAZ portion during high heat input welding.
[0007]
JP-A-60-245768 discloses a particle diameter of 0.1 to 3.0 μm and a particle number of 5 × 10.^Three~ 1x10⁷Ke / mm^ThreeIn steels containing either Ti oxide or a composite of Ti oxide and Ti nitride, these particles should act as ferrite transformation nuclei in a high heat input HAZ with a heat input of 100 kJ / cm Discloses a technique capable of reducing the HAZ structure and improving the HAZ toughness.
[0008]
In JP-A-2-254118, in a steel containing appropriate amounts of Ti and S, intragranular ferrite is generated with a composite precipitate of TiN and MnS as a nucleus in a high heat input welded HAZ structure, and the HAZ structure is refined. Thus, a technique capable of improving the HAZ toughness is disclosed.
[0009]
Japanese Patent Application Laid-Open No. 61-253344 includes 0.005 to 0.08% Al and 0.0003 to 0.0050% B, and further contains at least one of Ti, Ca, and REM in an amount of 0.005%. Steel containing less than 03% has high heat input HAZ toughness due to formation of BN in the cooling process starting from REM, Ca oxide, sulfide or TiN, which is undissolved by high heat input welding HAZ, and the formation of ferrite from this. Techniques to do this are disclosed.
[0010]
[Problems to be solved by the invention]
The technology disclosed in “Iron and Steel”, 61st (1975) No. 11, page 68 uses nitrides such as TiN to suppress the growth of austenite grains. Although the effect is exhibited by welding, since the residence time of 1350 ° C. or higher is extremely long in the super high heat input welding targeted by the present invention, most of TiN is almost dissolved and loses the effect of suppressing grain growth. Therefore, this technique cannot be applied to the toughness of the super-high heat input welding HAZ which is an object of the present invention.
[0011]
The technique disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 60-184663 is to prevent coarsening of the HAZ portion at the time of high heat input welding by using REM sulfur / oxide. Sulfur / oxide is more stable at a high temperature of 1350 ° C. or higher than nitride, so that the effect of suppressing grain growth is maintained. However, it is difficult to finely disperse the sulfur / oxide. Even if the pinning effect of individual particles is maintained due to the low number density of sulfur and oxide, there is a limit to reducing the austenite grain size of super high heat input weld HAZ, and this alone will improve toughness. It is not possible.
[0012]
In the technique described in Japanese Patent Laid-Open No. 60-245768, the particles of either Ti oxide or a composite of Ti oxide and Ti nitride act as ferrite transformation nuclei to refine the HAZ structure. HAZ toughness is improved, and the effect is maintained even in super-high heat input welding in consideration of the high-temperature stability of Ti oxide. However, the crystal orientation of ferrite generated from intragranular transformation nuclei is not completely random, and is affected by the crystal orientation of the parent phase austenite. Therefore, in the ultra-high heat input welding HAZ, when the austenite grains become coarse, there is a limit to refining the HAZ structure only by intragranular transformation.
[0013]
The technique disclosed in JP-A-2-254118 transforms ferrite from a composite precipitate in which MnS is deposited on TiN, and the residence time of 1350 ° C. or higher is relatively high as in high heat input welding. The effect is exhibited when it is short, but in ultra-high heat input welding, the residence time of 1350 ° C. or higher is long, and during this time, TiN dissolves so that the ferrite transformation nuclei disappear and the effect cannot be exhibited.
[0014]
The technology disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 61-253344 is a technique for refining the HAZ structure by forming BN on REM / Ca oxide / sulfide or TiN and generating ferrite therefrom. Similar effects can be expected in heat input welding. However, it is difficult to increase the number of oxides and sulfides of REM / Ca, and TiN cannot be used as a ferrite-forming nucleus due to solid solution, and super-high heat input welding HAZ can be achieved only by intragranular ferrite transformation. There is a limit to the improvement of toughness.
[0015]
The present invention is excellent in HAZ toughness in super large heat input welding with heat input of 200 kJ / cm or more, such as electroslag welding applied in the assembly of box columns of high-rise buildings and electrogas welding applied in shipbuilding and bridges. It is to provide high-tensile steel for use.
[0016]
[Means for Solving the Problems]
In the present invention, the refinement of the HAZ structure is indispensable for improving the toughness of the super high heat input weld HAZ. For this purpose, the austenite grain growth of the HAZ is suppressed and the ferrite transformation from the austenite grain is promoted. The present invention has been completed based on the knowledge that it is possible only by refining the effective crystal grains by the synergistic action.
[0017]
The gist of the present invention is as follows.
[0019]
  (1)mass%so,
0.04 ≦ C ≦ 0.2,
0.02 ≦ Si ≦ 0.5,
0.6 ≦ Mn ≦ 2.0,
P ≦ 0.02,
S ≦ 0.02,
Al <0.003,
0.005 ≦ Ti ≦ 0.025,
0.002 ≦ N ≦ 0.008,
0.0002 ≦ Mg ≦ 0.005,
0.0005 ≦ O ≦ 0.008,
And the balance Fe and unavoidable impuritiesIn addition, MgO—TiN composite precipitates having a particle diameter of 0.005 to 0.1 μm as a nucleus and TiN in the periphery of 0.05 to 0.5 μm and a size of 0.05 to 0.5 μm are added to 1.0 per square mm. × 10 ⁵ ~ 1.0 × 10 ⁷ IncludingHigh-strength steel for welding with excellent toughness of heat affected zone.
[0020]
  (2) the above(1) And further increase the strength of the base metalmass%so,
0.05 ≦ Cu ≦ 1.5,
0.05 ≦ Ni ≦ 2.0,
0.02 ≦ Cr ≦ 1.0,
0.02 ≦ Mo ≦ 1.0,
0.005 ≦ Nb ≦ 0.05,
0.005 ≦ V ≦ 0.1,
0.0004 ≦ B ≦ 0.004
1 type or 2 types or more of the above (1) High-tensile strength steel for welding with excellent toughness of heat-affected zone.
[0021]
  (3) the above(1) Or (2) Steel, and further sulfide form control element group,mass%so,
0.0005 ≦ Ca ≦ 0.003,
0.0005 ≦ REM ≦ 0.003,
1 type or 2 types of the above (characteristic)1) Or (2) High-tensile strength steel for welding with excellent heat-affected zone toughness.
[0022]
The number of MgO-TiN composite inclusions may be measured by extracting an extracted replica from a steel plate and using a transmission electron microscope. The “high strength steel for welding” as used in the present invention is, for example, JIS G3106 “rolled steel for welded structure”, JIS G3115 “steel plate for pressure vessel”, JIS G3118 “carbon steel for medium / normal temperature pressure vessel”. It corresponds to “steel plate”, JIS G3126 “carbon steel plate for low temperature pressure vessel” and JIS G3128 “high yield point steel plate for welded structure”.
[0023]
Hereinafter, the present invention will be described in detail.
[0024]
As a result of conducting a detailed investigation and research on the relationship between the structure and toughness of the super high heat input welding HAZ, the present inventors have applied the conventional structure control or toughness improvement method of the high heat input welding HAZ as it is. It has been found that the improvement in toughness of heat input welding HAZ is limited, and it becomes possible to improve toughness only by combining a plurality of structure control techniques. As described above, HAZ microstructure refinement, that is, refinement of effective crystal grains is essential for improving HAZ toughness. Effective grain refinement includes the refinement of austenite grains and the austenite grain structure by utilizing the intragranular ferrite transformation. In ultra-high heat input welding near FL and HAZ, the residence time at a high temperature of 1350 ° C or higher is extremely long. Therefore, using these two structure refinement techniques alone does not provide sufficient structure refinement. The conclusion was reached that it could only be achieved by combining.
[0025]
First of all, it is effective to use the pinning effect of steel particles for the refinement of austenite grains, but even TiN, which is considered to be the most thermally stable among nitrides, is heated to 1350 ° C. or more for a long time. Then, since most of them melt and lose the pinning effect, there is a limit to application to super-high heat input welding. Therefore, it is essential to use oxide particles that are stable at high temperatures. However, with conventional REM or Ca oxide (including acids and sulfides), it is extremely difficult to finely disperse these oxides in steel to an extent sufficient to suppress the austenite grain coarsening of super high heat input welding HAZ. It is. As a result of comparative studies on various oxides, the present inventors have found that Mg oxide is the most suitable oxide for fine dispersion. Particles that exert an effect on suppressing the growth of austenite grains in HAZ are mainly 0.1 μm or less, but by controlling Mg addition amount, molten steel O concentration, etc., Mg oxide of 0.1 μm or less is incorporated into the steel. It is possible to finely disperse. Here, the Mg oxide has a composition represented by the chemical formula of MgO, and has a NaCl-type cubic crystal structure.
[0026]
On the other hand, as is clear from the prior art, TiN is effective for suppressing the austenite grain growth of the high heat input welding HAZ. TiN can be used to suppress austenite grain growth if dissolution of TiN can be suppressed even in super-high heat input welding. As described above, MgO has a NaCl-type cubic crystal structure, but TiN has the same crystal structure, and the lattice constant is very close to 4.21 angstroms for MgO and 4.24 angstroms for TiN. Therefore, the present inventors considered that TiN can be easily deposited on MgO if MgO is dispersed in the steel and solute Ti and solute N exist. By utilizing this principle and depositing TiN on finely dispersed MgO, TiN can be deposited more finely than when MgO is not present. FIG. 1 schematically shows the form of a composite precipitate of MgO and TiN.
[0027]
Since TiN deposited on MgO has extremely high lattice matching with MgO, it is excellent in high-temperature stability as compared with TiN deposited alone, and the amount remaining without being dissolved in a temperature range of 1350 ° C. or more increases. Therefore, the composite precipitate of MgO and TiN can effectively suppress the austenite grain growth in the super large heat input welding. If held at 1350 ° C. or higher for an extremely long time, even TiN deposited on MgO will be dissolved in large amounts, but MgO present as nuclei is stable without being dissolved. Therefore, since MgO exerts an effect of suppressing grain boundary movement under extremely severe heat history conditions, the austenite grain growth of HAZ can be maintained.
[0028]
In addition to the above-described suppression of austenite grain growth, it has been found that ferrite is generated from the composite precipitate of MgO-TiN during the cooling of the HAZ thermal history, and the microstructure within the grain is refined. Assuming a Baker-Nutting relationship as a crystal orientation relationship between precipitates and ferrite, both MgO-TiN have high consistency with ferrite. For this reason, the present inventors consider that ferrite easily forms from MgO—TiN composite precipitates. This ferrite is a ferrite generated in austenite grains and refines the austenite grain structure. Furthermore, the MgO—TiN composite precipitates in which the movement of austenite grains is suppressed has a high probability of being present at the austenite grain boundaries, and ferrite transformation also occurs from the composite precipitates present at the austenite grain boundaries during cooling. When such ferrite formation nuclei do not exist at the grain boundaries, ferrites of the same orientation are likely to be formed, and these ferrites coalesce to form coarse grain boundary allotriomorph ferrites. As a result, a side plate having a uniform orientation in the grains is generated from the allotriomorph ferrite, and the grain structure becomes coarse. If ferrite-forming nuclei, which are MgO-TiN composite particles, are present at the grain boundaries, the ferrite produced from them has an orientation that depends on the orientation of the composite particles, so the orientation of ferrite on the grain boundaries becomes random, and coarse grain boundaries Allotriomorph ferrite is less likely to be formed. Therefore, since the coarse side plate ferrite from the grain boundary is suppressed in addition to the ferrite transformation from the MgO-TiN composite precipitates in the grains, the present inventors believe that the grain structure is refined as a result. thinking.
[0029]
As described above, it is possible to suppress the growth of austenite grains of HAZ and to refine the intragranular structure by finely dispersing the composite precipitate of MgO and TiN in the steel, and these synergistic effects In particular, it is possible to improve the toughness of the super large heat input welding HAZ. Such an effect is not realized by a combination of any oxide and nitride, it is necessary that the crystal structures of both are the same and the lattice constants are very close, and these particles have lattice matching with ferrite. The present inventors consider that composite precipitates of MgO and TiN are optimal from this requirement.
[0030]
In the present invention, the particle diameter of the Mg oxide is limited to 0.005 to 0.1 μm. If it is less than 0.005 μm, TiN composite precipitation is difficult, and the effect of suppressing grain growth when TiN is dissolved by the thermal history of HAZ is reduced. Conversely, if it exceeds 0.1 μm, it will be difficult to disperse the particles on average and to secure the number of particles. Further, the size of the composite precipitate of MgO and TiN was set in the range of 0.05 to 0.5 μm. If it is less than 0.05 μm, the effect of suppressing the growth of austenite grains is reduced even with MgO—TiN composite precipitates. On the other hand, if it exceeds 0.5 μm, the MgO—TiN composite precipitate becomes a fracture starting point and lowers the toughness.
[0031]
FIG. 1 is a diagram schematically showing an MgO—TiN composite precipitate obtained by observing an oil extraction replica with a transmission electron microscope.
[0032]
Extract replicas were made from the steel plates, and MgO—TiN composite precipitates as shown in FIG. 1 were observed with a transmission electron microscope and converted to the number per square mm. The MgO—TiN composite precipitate is desirably dispersed almost uniformly. The number of composite precipitates is 1.0 × 10^FiveIs less than sufficient for suppressing the growth of austenite grains.⁷If it is super, it is not preferable because the cleanliness of the steel is lowered and the toughness and ductility are easily lowered. In FIG. 1, 1 is TiN, 2 is MgO, and 3 is MgO-TiN composite precipitate. The particle diameter of MgO is the diameter of MgO shown in FIG. 1, and the size of the MgO—TiN composite precipitate is the length of the long side of the composite precipitate, for example, d in FIG.₁Or d₂Is the value of
[0033]
In order to disperse particles of the above size and number in steel, it is necessary to limit the contents of Al, Ti, N, Mg, and O as follows.
[0034]
When Al is contained in an amount of 0.003% or more, the oxide mainly composed of alumina is increased, and the generation of MgO is suppressed. Therefore, Al needs to be less than 0.003%. The lower limit of Al is not particularly limited, but is preferably 0.0001% economically. Al is desirably 0.001% or less in order to disperse MgO finely and almost uniformly.
[0035]
Ti is an essential element for TiN production. If it is less than 0.005%, the amount of TiN produced by MgO-TiN composite precipitation is insufficient, and if it exceeds 0.025%, coarse TiN is produced in the MgO-TiN composite precipitate, so that the toughness is lowered. Therefore, the Ti content is set to 0.005 to 0.025%. However, in order to prevent coarse TiN precipitation and further improve the HAZ toughness, it is desirable to make it 0.015% or less.
[0036]
N is also an element necessary for producing TiN. If it is less than 0.002%, TiN formation is insufficient in the MgO-TiN composite precipitate. If it exceeds 0.008%, coarse TiN is produced by coarse MgO-TiN composite precipitates, and toughness is lowered. Therefore, the range of N is set to 0.002 to 0.008%. Moreover, in order to suppress a decrease in toughness due to TiC precipitation, it is desirable that the Ti / N ratio is 3.4 or less. However, in order to prevent coarse TiN precipitation and improve other toughness, it is desirable to make it 0.006% or less.
[0037]
Mg is an essential element for MgO production. If it is less than 0.0002%, MgO particles serving as nuclei of necessary MgO—TiN composite precipitates cannot be obtained. If it exceeds 0.005%, coarse MgO is formed and the toughness and ductility are lowered. Therefore, the Mg range is set to 0.0002 to 0.005%. However, in order to suppress coarse MgO and to disperse MgO finely and almost uniformly, it is desirable to make it 0.0015 to 0.004%.
[0038]
O is an element essential for MgO production. If it is less than 0.0005%, MgO particles serving as nuclei of necessary MgO-TiN composite precipitates cannot be obtained. If it exceeds 0.008%, coarse MgO is formed and the toughness and ductility are lowered. Therefore, the range of O is set to 0.0005 to 0.008%. However, in order to suppress coarse MgO and to disperse MgO finely and almost uniformly, it is desirable to make it 0.0015 to 0.004%.
[0039]
Further, the HAZ toughness greatly varies depending on the alloy elements as well as the austenite grain refinement and the grain refinement. Moreover, since it is necessary to contain an appropriate alloy element for ensuring the strength of the base material, the range of the alloy element is limited for the following reason.
[0040]
C is an element that can increase the strength of the base material. If it is less than 0.04%, the strength of the base material cannot be ensured, so 0.04% was made the lower limit. Conversely, when a large amount of C is contained, the cementite that is the starting point of brittle fracture is increased, so that the toughness of the base material / HAZ is lowered. When the content exceeds 0.2%, the toughness is significantly reduced. In order to further improve the base material / HAZ toughness, the content is preferably 0.04 to 0.15%.
[0041]
Si is an element effective for increasing the strength of the base material. If less than 0.02%, this effect cannot be obtained, so the lower limit was made 0.02%. On the other hand, when the content exceeds 0.5%, a large amount of island martensite is generated in the HAZ structure and the ferrite ground is hardened. Therefore, the intragranular ferrite is made fine by the MgO-TiN composite precipitate, and the effective crystal Even if the particle size is made finer, toughness cannot be improved. Therefore, the upper limit was made 0.5%. In addition, in order to improve HAZ toughness, it is desirable to set it as 0.3 or less.
[0042]
Mn is an element effective for increasing the strength of the base material. If this content is less than 0.6%, this effect cannot be obtained, so the lower limit was set to 0.6%. On the other hand, when the content exceeds 2.0%, a decrease in toughness becomes remarkable. Therefore, the upper limit is set to 2.0%.
[0043]
P is an element that causes grain boundary embrittlement and is harmful to toughness, and is preferably as low as possible. When the content exceeds 0.02%, a decrease in toughness becomes remarkable, so 0.02% is made the upper limit. However, in order to further improve the base material / HAZ toughness, it is desirable that the content be 0.01% or less (including 0%).
[0044]
S produces elongated MnS and lowers the properties in the thickness direction. When the content of S exceeds 0.02%, the reduction in the thickness direction characteristics becomes remarkable, so the upper limit value was set to 0.02%. However, in order to further improve the base material / HAZ, the content is preferably 0.01% or less (including 0%).
[0045]
Furthermore, the limited range of the selective elements effective for increasing the strength of the base material was determined for the following reason.
[0046]
Cu is an element effective for increasing the strength of the base material. In particular, a significant increase in strength can be obtained by precipitating a fine Cu phase by aging heat treatment. If it is less than 0.05%, no increase in strength can be obtained, so 0.05% was made the lower limit. On the contrary, if the content exceeds 1.5%, embrittlement of the base steel material and HAZ becomes remarkable, so the upper limit value was set to 1.5%. However, in order to further improve the base steel material and the HAZ toughness, it is necessary to prevent hardening due to excessive Cu precipitation.
[0047]
Ni has an effect of increasing the strength of the base material by increasing the hardenability, and further improves the toughness. If less than 0.05%, these effects cannot be obtained, so the lower limit was set to 0.05%. On the other hand, if the content exceeds 2.0%, the hardenability becomes too high and a HAZ hardened structure tends to be generated, and the HAZ toughness is lowered. Therefore, the upper limit is set to 2.0%. However, in order to improve the weldability and the HAZ toughness by suppressing the curability of the HAZ, it is desirable to be 1.5% or less.
[0048]
Cr is effective in increasing the strength of the base material. If less than 0.02%, this effect cannot be obtained, so the lower limit was made 0.02%. On the other hand, when the content exceeds 1.0%, even if intragranular ferrite is generated by the MgO-TiO composite precipitate, a hardened structure is generated in the HAZ and the HAZ toughness is lowered. Therefore, the upper limit is set to 1.0%. However, in order to further suppress the HAZ curability and further improve the weldability and the HAZ toughness, the content is preferably 0.5% or less.
[0049]
Mo is effective in increasing the strength of the base material. If less than 0.02%, this effect cannot be obtained, so the lower limit was made 0.02%. On the other hand, when the content exceeds 1.0%, even if intragranular ferrite is generated by the MgO-TiO composite precipitate, a hardened structure is generated in the HAZ and the HAZ toughness is lowered. Therefore, the upper limit is set to 1.0%. However, in order to further improve the weldability and the HAZ toughness by suppressing the curability of the HAZ, the content is preferably 0.5% or less.
[0050]
Nb is an element effective for increasing the strength and refining of the base material. If less than 0.005%, these effects cannot be obtained, so the lower limit was made 0.005%. On the other hand, if the content exceeds 0.05%, precipitation of Nb carbonitrides in HAZ becomes remarkable, and even if intragranular ferrite is generated by MgO-TiO composite precipitates, the HAZ toughness is significantly lowered. Therefore, the upper limit is set to 0.05%. However, in order to suppress excessive carbonitride precipitation and further improve the HAZ toughness, the content is preferably 0.02% or less.
[0051]
V is an element effective for increasing the strength and refining of the base material. If less than 0.005%, these effects cannot be obtained, so the lower limit was made 0.005%. On the other hand, if the content exceeds 0.1%, precipitation of carbonitrides in HAZ becomes prominent, and even if intragranular ferrite is generated by MgO-TiO composite precipitates, the HAZ toughness is significantly reduced. Therefore, the upper limit is set to 0.1%. However, in order to suppress excessive carbonitride precipitation and further improve the HAZ toughness, it is desirable to be 0.04% or less.
[0052]
B exhibits a remarkable strength increase effect particularly when performing controlled cooling and quenching heat treatment. Further, if the content is less than 0.0004%, the effect of increasing the strength cannot be obtained, so the lower limit is set to 0.0004%. On the other hand, when the content exceeds 0.004%, even if intragranular ferrite is generated by the MgO-TiO composite precipitate, coarse B nitride or carbon boride precipitates and this serves as a starting point of fracture, thus reducing toughness. Let Therefore, the upper limit is set to 0.004%. However, in order to suppress excessive carbonitride precipitation and further improve the HAZ toughness, the content is preferably 0.002% or less.
[0053]
Ca and REM suppress the production | generation of expansion | extension MnS by producing | generating a sulfide, and improve the characteristic of the thickness direction of steel materials, especially lamellar tear resistance. If both Ca and REM are less than 0.0005%, this effect cannot be obtained, so the lower limit was set to 0.0005%. On the other hand, when the content exceeds 0.003%, Ca and REM oxides increase and the amount of Mg oxides decreases. Therefore, the upper limit of Ca and REM is set to 0.003%. It is desirable to make Ca and REM content lower than Mg content. The Ca and REM contents are preferably 0.0015% or less in order to suppress coarse MgO and to disperse MgO finely and almost uniformly.
[0054]
Due to the synergistic effect of suppressing austenite grain growth and promoting intragranular ferrite transformation as intragranular ferrite formation nuclei near the weld fusion line (FL) and weld heat affected zone (HAZ) by the MgO-TiN composite precipitate of the present invention. The improvement in toughness of FL and HAZ is effective not only in super high heat input welding but also in high heat input welding (for example, heat input of about 100 to less than 200 kJ / cm).
[0055]
Since the steel manufacturing method should just have a predetermined amount of MgO-TiN composite precipitates, the heating, rolling and heat treatment conditions after casting may be appropriately selected according to the mechanical properties required for the base steel.
[0056]
For example, deoxidation is performed by adding an appropriate amount of Ti in a state where the temperature of the molten steel is 1650 ° C. or less and the molten steel O concentration is 0.01% or less, and subsequently, deoxidation is performed by adding an appropriate amount of Mg. Ti oxide is reduced by Mg and fine MgO is produced in the steel, and Ti is dissolved in the molten steel. As shown in FIG. 1, MgO—TiN composite precipitates in which TiN is precipitated using MgO as nuclei can be produced in the steel during or after solidification.
[0057]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
(Example)
Examples of the present invention are shown below. Steel was melted by a converter and a slab having a thickness of 240 mm was manufactured by continuous casting. Table 1 shows the chemical composition of the steel material. Since HAZ toughness greatly depends on the carbon equivalent, in order to confirm the effect of the present invention, steels in which only Al, N, Ti, Mg, and O were changed with almost the same chemical components were melted and compared.
[0058]
Table 2 shows the manufacturing method and thickness of the steel sheet, and the mechanical properties of the base material.
[0059]
As shown in Table 2, steel sheets were produced by a controlled rolling / controlled cooling method, a quenching / tempering method, and a direct quenching / tempering method. The plate thickness was 40-100 mm.
[0060]
[Table 1]

[0061]
[Table 2]

A weld specimen was prepared by electroslag welding or electrogas welding shown in FIG.
[0062]
In electroslag welding (a), the welding current was 380 A, the voltage was 46 V, and the speed was 1.14 cm / min. The heat input is 920 kJ / cm. As shown in the figure, Charpy impact test piece 4 was sampled so that the weld fusion line (FL) and the position 3 mm (HAZ3) from the weld fusion line coincided with the notch position.
[0063]
Further, electrogas welding (b) with a plate thickness of 25 mm and a heat input of 200 kJ / cm was also performed. The current was 610 A, the voltage was 35 V, and the speed was 4.1 cm / min.
[0064]
A Charpy impact test piece 4 was sampled so as to have the same notch position as in electroslag welding. The impact test was performed at 0 ° C., and the toughness was evaluated by the average value of three repetitions. The results are shown in Table 3.
[0065]
FIG. 3 shows electrogas welding HAZ toughness (notch position is weld fusion line FL), and FIG. 4 shows electroslag welding HAZ toughness (notch position is weld fusion line FL).
[0066]
As is apparent from Table 3, the inventive steel has a large number of MgO-TiN composite precipitates, a small γ grain size in electroslag welding HAZ (near FL), and at the same time a high intragranular ferrite fraction. As a result, the toughness of the super large heat input weld HAZ is high. Similarly, the HAZ toughness improvement of the inventive steel is evident even with electrogas welding. Although the comparative steel 13 and the comparative steel 25 contain Mg, Al is higher than the range of this invention, MgO-TiN composite precipitate is not fully produced | generated, and HAZ toughness is also low. Although the comparative steel 17 contains Mg, it is less than the range of the present invention, the number of MgO-TiN composite precipitates is small, and the HAZ toughness is also low.
[0067]
[Table 3]

[0068]
【The invention's effect】
As described above, in the steel of the present invention, the MgO-TiN composite precipitates are finely dispersed in the steel to suppress the fusion line (FL) of super large heat input welding with a heat input of 200 kJ / cm or more and the γ grain growth of HAZ. The effective crystal grains of HAZ are refined by a synergistic effect with the promotion of intragranular ferrite transformation, and the HAZ toughness can be remarkably improved. By applying the present invention to a structure to which ultra-high heat input welding is applied, it is possible to manufacture a highly reliable welded structure. Therefore, the present invention is extremely effective industrially.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a diagram schematically showing a MgO—TiN composite precipitate.
FIG. 2 is a diagram showing conditions for electroslag welding and electrogas welding.
FIG. 3 is a plot of electrogas welded HAZ toughness versus Pcm.
FIG. 4 is a plot of electroslag weld HAZ toughness versus Pcm.
[Explanation of symbols]
1 TiN
2 MgO
3 MgO-TiN composite precipitate
4 Test pieces

Claims

% By mass
0.04 ≦ C ≦ 0.2,
0.02 ≦ Si ≦ 0.5,
0.6 ≦ Mn ≦ 2.0,
P ≦ 0.02,
S ≦ 0.02,
Al <0.003,
0.005 ≦ Ti ≦ 0.025,
0.002 ≦ N ≦ 0.008,
0.0002 ≦ Mg ≦ 0.005,
0.0005 ≦ O ≦ 0.008,
Containing, Ri name than the rest Fe and unavoidable impurities, and the size of a particle size having a TiN in and around the MgO of 0.005~0.1μm as nuclei of 0.05 to 0.5 [mu] m MgO- A high-tensile steel for welding excellent in toughness of a super-high heat input welding heat-affected zone, comprising 1.0 × 10 ^{5 to} 1.0 × 10 ⁷ TiN composite precipitates per square mm .

The steel according to claim 1 , further comprising a matrix strength increasing element group in mass %,
0.05 ≦ Cu ≦ 1.5,
0.05 ≦ Ni ≦ 2.0,
0.02 ≦ Cr ≦ 1.0,
0.02 ≦ Mo ≦ 1.0,
0.005 ≦ Nb ≦ 0.05,
0.005 ≦ V ≦ 0.1,
0.0004 ≦ B ≦ 0.004
The high tensile steel for welding excellent in toughness of the heat-affected zone of super-high heat input welding according to claim 1, comprising one or more of the following.

The steel according to claim 1 or 2 , further comprising a sulfide form control element group in mass %,
0.0005 ≦ Ca ≦ 0.003,
0.0005 ≦ REM ≦ 0.003,
The high-strength steel for welding excellent in super-high heat input welding heat-affected zone toughness according to claim 1 or 2 , characterized by containing one or two of the following.