DE60108350T2

DE60108350T2 - THICKNESS STEEL PLATE WITH OUTSTANDING CTOD PROPERTIES OF WELDED INFLUENCED AREAS AND WITH A LIMIT OF 460 MPA OR MORE

Info

Publication number: DE60108350T2
Application number: DE60108350T
Authority: DE
Inventors: Akihiko Kojima; Yoshio Terada; Akihito Kiyose; Yuzuru Yoshida; Toshihiko Adachi; Kazuaki Tanaka; Ryuji Uemori; Shiro Imai
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2000-05-09
Filing date: 2001-05-09
Publication date: 2005-12-22
Anticipated expiration: 2021-05-10
Also published as: TW541343B; WO2001086013A1; DE60108350D1; CN1188535C; JP3699657B2; CN1380910A; KR100469378B1; KR20020028203A; JP2002212670A

Description

Diese Erfindung bezieht sich auf eine Stahlplatte, die eine hervorragende CTOD(Crack Tip Opening Displacement, Rißspitzenöffnungsverschiebungs)-Eigenschaft in der durch Schweißen erzeugten wärmebeinflußten Zone (Heat Affected Zone, HAZ) und eine Streckgrenze, die nicht niedriger als 460 MPa und vorzugsweise in der Bereichsklasse von 500 bis 550 MPa liegt, aufweist, die hauptsächlich für Offshore-Strukturen bzw. küstennahe Strukturen verwendet wird und auch für andere geschweißte Strukturen, für die Festigkeiten und eine HAZ-Widerstandsfähigkeit (CTOD-Eigenschaft) in einem vergleichbaren Grad erforderlich sind, einsetzbar ist.These The invention relates to a steel plate which is an excellent CTOD (Crack Tip Opening Displacement) property in by welding generated heat affected zone (Heat Affected Zone, HAZ) and a yield strength that is not lower as 460 MPa and preferably in the range class from 500 to 550 MPa is located, which is mainly for offshore structures or offshore Structures is used and also for other welded structures, for the Strengths and a HAZ resistance (CTOD property) are required to a comparable degree, can be used.

An Schweißverbindungen von Offshore-Strukturen bzw. küstennahen Strukturen, die in der Nordsee verwendet werden, ist eine geeignete CTOD-Eigenschaft bei –10°C erforderlich. Ti-Oxid-Stahl wird als ein solches Stahlprodukt mit so einer genauen HAZ-Widerstandsfähigkeit, wie z. B. in „Proceedings of 12^th International Conference on OMAE, 1993, Glasgow, UK, ASME, Band III-A, Seite 207–214" beschrieben, verwendet. Da die Bereiche einer HAZ in der näheren Umgebung einer Schweißverbindungslinie auf 1.400°C oder mehr erwärmt werden, geht der Pinning-Effekt durch die TiN-Partikel verloren, die Austenit(γ)-Körner werden deutlich vergröbert und auch die HAZ-Struktur wird vergröbert, was zu einer Verschlechterung ihrer Widerstandsfähigkeit führt. Der oben beschriebene Ti-Oxid-Stahl wurde als ein Stahl zur Lösung eines solchen Problems entwickelt.Weld connections of offshore structures or offshore structures used in the North Sea require a suitable CTOD property at -10 ° C. Ti oxide steel is used as such a steel product with such an accurate HAZ resistance, such as. As described in "Proceedings of 12 ^th International Conference on OMAE, 1993, Glasgow, UK, ASME, Volume III-A, page 207-214." Since the areas of an HAZ in the vicinity of a weld joint line at 1,400 ° C or more, the pinning effect by the TiN particles is lost, the austenite (γ) grains are significantly coarsened, and also the HAZ structure is coarsened, resulting in deterioration of their resistance Steel was developed as a steel to solve such a problem.

Diese Technologie liefert einen Stahl, bei dem die HAZ-Struktur durch die Verwendung von aciculaten bzw. nadelförmigen Ferritkörnern verfeinert ist, die durch thermisch stabile Ti-Oxid-Partikel, welche als Umwandlungskeime in γ-Körnern, die sich wegen des Verlusts des Pinning-Effekts der TiN-Partikel vergröbert haben, verwendet werden, erzeugt werden, wie z. B. in den ungeprüften japanischen Patentveröffentlichungen Nr. S63-210235 und H6-075599 beschrieben. Die nadelförmigen Ferritkörner, die wirksam grobe γ-Körner verfeinern können, werden intragranular umgewandelte Ferrit(IGF)-Körner genannt.These Technology provides a steel in which the HAZ structure by the use of aciculaten or acicular ferrite grains is refined by thermally stable Ti oxide particles, which as transformation nuclei in γ-grains, which are due to loss of the pinning effect of the TiN particles have been used, are generated, such. In Japanese Unexamined Patent Publication Nos. S63-210235 and H6-075599. The needle-shaped ferrite grains, the effectively refine coarse γ grains can, are called intragranularly transformed ferrite (IGF) grains.

Die Streckgrenze dieses Ti-Oxid-Stahls ist jedoch nicht höher als 420 MPa und noch keine Stahlplatte wurde bisher entwickelt, die eine CTOD-Eigenschaft in ihrer HAZ gewährleistet und gleichzeitig eine Streckgrenze größer als 420 MPa aufweist. In der Zwischenzeit gibt es eine starke Nachfrage nach einer Verringerung der Konstruktionskosten von Offshore-Strukturen durch Gewichtsreduktion und daher besteht eine Nachfrage nach Stahlplatten mit höheren Streckgrenzen zur Gewichtsreduktion von Offshore-Strukturen. Dies bedeutet, daß eine starke Nachfrage nach Stahlplatten besteht, die eine CTOD-Eigenschaft gewährleisten, wobei die Streckgrenze nicht unter 460 MPa liegt, eine Festigkeit, die höher ist als jede erhältliche.The However, the yield strength of this Ti oxide steel is not higher than 420 MPa and no steel plate has been developed so far ensures a CTOD property in their HAZ and at the same time a yield strength greater than 420 MPa. In the meantime, there is a strong demand after a reduction in the construction costs of offshore structures Weight reduction and therefore there is a demand for steel plates with higher Yield limits for weight reduction of offshore structures. This means that one There is strong demand for steel panels that have a CTOD property guarantee, wherein the yield strength is not less than 460 MPa, a strength the higher is than any available.

JP-A 09 157787 offenbart für das Schweißen einen Stahl mit einer hohen Zugfestigkeit, der eine hervorragende Widerstandsfähigkeit in der durch Schweißen mit sehr großer Wärmeeinwirkung erzeugten wärmebeinflußten Zone aufweist. Dieser Stahl weist Mg-haltige Oxide mit einer Korngröße von 0,01 bis 0,20 μm mit einer Anzahl von 40.000 bis 1.000.000 Teilchen/mm² auf und Ti-haltige Oxide und MnS mit Korngrößen von 0,20 bis 5,0 μm und einer Anzahl von 20 bis 400 Teilchen/mm².JP-A 09 157787 discloses for welding a steel having a high tensile strength, which has excellent resistance in the heat-affected zone produced by welding with very large heat. This steel has Mg-containing oxides having a grain size of 0.01 to 0.20 μm with a number of 40,000 to 1,000,000 particles / mm ² , and Ti-containing oxides and MnS having grain sizes of 0.20 to 5.0 μm and a number of 20 to 400 particles / mm ² .

JP-A-11-279684 offenbart ebenfalls für das Schweißen einen Stahl mit einer hohen Zugfestigkeit, der eine hervorragende Widerstandsfähigkeit in der durch Schweißen mit sehr großer Wärmeeinwirkung erzeugten wärmebeinflußten Zone aufweist. Dieser Stahl weist Ti-Mg-Al-Kompositoxide mit Korngrößen von 0,20 bis 0,50 μm und einer Anzahl von 10 bis 500 Teilchen/mm² und Komposite der Al-Mg-Oxide mit TiN auf, welches Korngrößen von 0,005 bis 0,1 μm aufweist.JP-A-11-279684 also discloses, for welding, a steel having a high tensile strength, which has excellent resistance in the heat-affected zone produced by welding with very large heat. This steel has Ti-Mg-Al composite oxides with grain sizes of 0.20 to 0.50 μm and a number of 10 to 500 particles / mm ² and composites of the Al-Mg oxides with TiN, which has grain sizes of 0.005 to 0 , 1 μm.

Ziel dieser Erfindung ist es, eine Stahlplatte zu erzeugen, die eine Streckgrenze nicht unter 460 MPa aufweist, vorzugsweise in der Bereichsklasse von 500 bis 550 MPa und eine CTOD-Eigenschaft von nicht weniger als 0,2 mm in der HAZ bei –10°C aufweist.aim this invention is to produce a steel plate, which is a Yield strength not less than 460 MPa, preferably in the range class from 500 to 550 MPa and a CTOD property of no less than 0.2 mm in HAZ at -10 ° C.

Dieses Ziel kann durch die in Anspruch 1 beschriebenen Merkmale erreicht werden.This Target can be achieved by the features described in claim 1 become.

Die 1(a) bis (d) sind Darstellungen, die schematisch das Konzept der Steuerung einer HAZ-Struktur einer Stahlplatte mit einer hervorragenden CTOD-Eigenschaft in ihrer durch Schweißen wärmebeeinflußten Zone und einer Streckgrenze nicht unter 460 MPa entsprechend dieser Erfindung zeigen. 1(a) zeigt eine HAZ-Struktur in einem herkömmlichen Ti-Oxid-Stahl und 1(d) zeigt eine HAZ-Struktur in einem Stahl dieser Erfindung. In 1 steht die Kennziffer 1 für das Schweißmetall, 2 für die durch Schweißen erzeugte wärmebeinflußte Zone (HAZ) und 3 für die Schweißverbindungslinie. In der HAZ-Struktur steht 4 für die γ-Korngrenze, GBF steht für ein Korngrenzen-Ferrit-Korn, FSP für ein ferritisches Formzacken-Korn, IGF für ein intragranular umgewandeltes Ferrit-Korn, Bu für oberes Bainit und MA für eine Martensit-Austenit-Komponente.The 1 (a) to (D) Fig. 12 is diagrams schematically showing the concept of controlling a HAZ structure of a steel plate having an excellent CTOD property in its heat-affected by welding zone and a yield strength not lower than 460 MPa according to this invention. 1 (a) shows a HAZ structure in a conventional Ti oxide steel and 1 (d) shows a HAZ structure in a steel of this invention. In 1 stands the code number 1 for the weld metal, 2 for the heat affected zone produced by welding (HAZ) and 3 for the welding line. In the HAZ structure stands 4 for the γ-grain boundary, GBF stands for a grain boundary ferrite grain, FSP for a ferritic wave grain, IGF for an in tragranularly transformed ferrite grain, Bu for upper bainite and MA for a martensite-austenite component.

Wenn die Streckgrenze eines Ti-Oxid-Stahls von der gängigen 420 MPa-Bereichsklasse auf die 500 MPa-Bereichsklasse angehoben wird und dabei 460 MPa übersteigt und weiter bis zur 550 MPa-Bereichsklasse durch Zugabe von Legierungselementen erhöht wird, dann wird die HAZ in der direkten Umgebung zur Schweißverbindungslinie hart und dies erschwert eine Ge währleistung einer ausreichenden CTOD-Eigenschaft. Eine HAZ-Struktur in einem solchen Stadium ist schematisch in 1(a) dargestellt. Der primäre Grund für eine HAZ-Versprödung ist, daß vergröberte Korngrenzen Ferritkörner (GBF) und ferritische Formzackenkörner (FSP), die sich entlang der Korngrenze eines groben γ-Korns gebildet haben, die Anfälligkeit der HAZ für Sprödbruch mit zunehmender HAZ-Härte erhöhen, sogar wenn das Innere des vergröberten γ-Korns durch intragranular umgewandelte Ferritkörner (IGF), die sich dort gebildet haben, verfeinert wird. Dementsprechend ist es notwendig, die Sprödbruch-Anfälligkeit durch die Verfeinerung der GBF-Körner und FSP-Körner herabzusetzen. Der sekundäre Grund für die Versprödung ist, daß größere Mengen von Legierungselementen, die zur Festigkeitserhöhung beigemengt werden, die Härtbarkeit der HAZ erhöhen und eine große Anzahl mikroskopischer bzw. mikroskopisch kleiner spröder Phasen, genannt MA (Martensit-Austenit-Komponente) gebildet werden, die das Auftreten von Sprödbruch beschleunigen. Auch wenn eine Fließgrenze von nicht weniger als 460 MPa erreicht werden soll, ist es notwendig, MA um das größtmögliche Ausmaß abzusenken. Die obige Beschreibung ist ein Leitfaden zur Erzeugung eines zufriedenstellenden CTOD-Wertes von Schweißverbindungen mit einer hohen Fließgrenze, zur Vermeidung der beiden oben beschriebenen Gründe für die Versprödung, unter Beibehaltung des gefügerelevanten Effektes (IGF-Effekt) von Ti-Oxid-Stahl. In anderen Worten, das Wesentliche dieser Erfindung ist die Beeinflussung der HAZ-Struktur, um den folgenden drei Punkten gleichzeitig zu genügen:

(1) Verfeinerung der GBF-Körner und FSB-Körner, die entlang der γ-Korngrenzen einer HAZ in der näheren Umgebung einer Schmelz- bzw. Schweißverbindungslinie gebildet wurden.
(2) Verfeinerung des γ-Korninneren in einer HAZ in der nahen Umgebung einer Schmelz- bzw. Schweißverbindungslinie, durch Erzeugung von IGF-Körnern darin.
(3) Verringerung der MA-Anzahl, die in einer HAZ in der nahen Umgebung der Schmelz- bzw. Schweißverbindungslinie gebildet werden.

When the yield strength of a Ti oxide steel is increased from the common 420 MPa range class to the 500 MPa range class exceeding 460 MPa and further increased up to the 550 MPa range class by adding alloying elements, then the HAZ in the hard area close to the weld line and this makes it difficult to ensure a sufficient CTOD property. An HAZ structure at such a stage is shown schematically in 1 (a) shown. The primary cause of HAZ embrittlement is that coarsened grain boundaries ferrite grains (GBF) and ferritic frit grains (FSP) formed along the grain boundary of a coarse γ grain increase the susceptibility of the HAZ for brittle fracture with increasing HAZ hardness. even if the inside of the coarsened γ-grain is refined by intragranularly transformed ferrite grains (IGF) formed there. Accordingly, it is necessary to lower the brittle fracture susceptibility by refining the GBF grains and FSP grains. The secondary reason for the embrittlement is that larger amounts of alloying elements added for strength enhancement increase the hardenability of the HAZ and a large number of microscopic or microscopic brittle phases called MA (martensite-austenite component) are formed accelerate the occurrence of brittle fracture. Even if a flow limit of not less than 460 MPa is to be achieved, it is necessary to lower MA by the greatest possible extent. The above description is a guideline for producing a satisfactory CTOD value of weld joints having a high yield point, in order to avoid the two causes of embrittlement described above, while maintaining the Affected Effect (IGF) effect of Ti oxide steel. In other words, the essence of this invention is the manipulation of the HAZ structure to satisfy the following three points simultaneously:

(1) Refinement of GBF grains and FSB grains formed along the γ-grain boundaries of HAZ in the vicinity of a fusion line.
(2) Refinement of the γ-grain interior in a HAZ in the vicinity of a fusion line by producing IGF grains therein.
(3) Reduction in the number of MAs formed in a HAZ in the vicinity of the fusion line.

Zunächst wird ein Mittel zur Erfüllung von Punkt (1) näher erläutert. Zur Verfeinerung der groben GBF-Körner und FSP-Körner, welche dem Auftreten von Sprödbruch zugeordnet werden können, ist es erforderlich, daß kleinere γ-Körner gebildet werden. Mit dem Ziel, das Wachstum der γ-Körner in der HAZ in der nahen Umgebung der Schweißverbindungslinie, die auf Temperaturen höher als 1.400°C erwärmt wurde, stark zu unterdrücken, wurde eine intensive Studie mit einer großen Auswahl an Stahlkomponenten durchgeführt. Als ein Ergebnis wurde eine Technologie erfunden, bei der eine große Anzahl an 0,01 bis 0,1 μm ultrafeinen Oxidpartikeln aus Mg und Al im Stahl verteilt werden, durch die entsprechende Regulierung bzw. Kontrolle von Mg und Al, und 0,01 bis 0,5 μm TiN-Partikel werden in einer Komposit-Form ausgeschieden, wobei die Oxidpartikel als Keime fungieren. Die in der Kompositform ausgeschiedenen TiN-Partikel sind thermisch stabil ohne Wachstum oder Auflösung, sogar in der nächsten Umgebung der Schweißverbindungslinie und daher können sie die γ-Korngrenzen stark pinnen, um eine Bewegung bzw. Wanderung zu verhindern. Sogar wenn das Schweißen mit hoher Wärmeeinbringung erfolgt, kann die γ-Korngröße in nächster Umgebung zur Schweißverbindungslinie in der Größenordnung von 100 μm gehalten werden. In einigen Fällen fungieren diese Pinning-Partikel, die auf den γ-Korngrenzen auftreten, direkt selbst als Umwandlungskeime für die GBF-Körner und FSP-Körner, und daher trägt eine Erhöhung von Umwandlungsstellen auch zur Verfeinerung der GBF- und FSP-Körner bei. Das Auftreten von nicht weniger als 10.000 Teilchen/mm² solcher TiN-Partikel, die in Kompositform ausgeschieden sind, verfeinert die GBF-Körner und FSP-Körner auf eine Größe, die die CTOD-Eigenschaften nicht ungünstig beeinflußt. Wenn die TiN-Partikel, die in Kompositform ausgeschieden sind, weniger als 10.000 Teilchen/mm² betragen, wird die Verfeinerung der γ-Körner und die Anzahl der Umwandlungskeime auf den γ-Korngrenzen unzureichend und dementsprechend werden die GBF-Körner und FSP-Körner nicht genügend verfeinert, womit die CTOD-Eigenschaft verschlechtert wird. In einigen Fällen wird Sulfid in einer Kompositform auf den TiN-Partikeln ausgeschieden, aber dies hat keinen ungünstigen Einfluß auf die oben beschriebenen Funktionen als Pinning-Partikel oder Umwandlungskeime.First, a means for fulfilling item (1) will be explained in more detail. To refine the coarse GBF grains and FSP grains which can be attributed to the occurrence of brittle fracture, smaller γ grains are required to be formed. With the aim of greatly suppressing the growth of γ grains in the HAZ in the vicinity of the weld joint line, which was heated to temperatures higher than 1400 ° C, an intensive study was conducted with a wide variety of steel components. As a result, a technology has been invented in which a large number of 0.01 to 0.1 μm ultrafine oxide particles of Mg and Al are dispersed in the steel by the corresponding control of Mg and Al, and 0.01 to 0.5 μm TiN particles are precipitated in a composite form, the oxide particles acting as nuclei. The TiN particles precipitated in the composite form are thermally stable without growth or dissolution even in the vicinity of the weld line, and therefore they can strongly pin the γ grain boundaries to prevent migration. Even if the welding is performed with high heat input, the γ grain size in the vicinity of the weld joint line can be kept in the order of 100 μm. In some cases, these pinning particles appearing on the γ grain boundaries directly act themselves as transformation nuclei for the GBF grains and FSP grains, and therefore an increase in conversion sites also contributes to the refinement of the GBF and FSP grains. The occurrence of not less than 10,000 particles / mm ^{2 of} such TiN particles precipitated in composite refines the GBF grains and FSP grains to a size which does not adversely affect the CTOD properties. When the TiN particles precipitated in the composite form are less than 10,000 particles / mm ² , the refining of the γ grains and the number of the conversion nuclei on the γ grain boundaries become insufficient, and accordingly, the GBF grains and FSP grains become not refined enough, which worsens the CTOD property. In some cases, sulfide is precipitated in a composite form on the TiN particles, but this does not adversely affect the above-described functions as pinning particles or transformation nuclei.

1(b) ist ein schematisches Darstellung, die eine HAZ-Struktur zeigt, bei der nur die in Punkt (1) erklärte Technik angewendet wurde. Obwohl die GBF-Körner und FSP-Körner verfeinert werden, ist das Innere der γ-Körner mit einer spröden Struktur, die MA enthält, welche oberes Bainit genannt wird, überzogen, und eine ausreichende CTOD-Eigenschaft kann durch diese Technik allein nicht erzeugt werden. Daher muß die in Punkt (2) erläuterte Technik zusätzlich verwendet werden. 1 (b) Fig. 12 is a schematic diagram showing an HAZ structure in which only the technique explained in item (1) has been applied. Although the GBF grains and FSP grains are refined, the inside of the γ grains is coated with a brittle structure containing MA called upper bainite, and sufficient CTOD property can not be generated by this technique alone , Therefore, the technique explained in item (2) must be additionally used.

Ein Mittel um Punkt (2) zu erreichen, wird erklärt. Entsprechend dieser Erfindung wird Mg aus dem Grund zugegeben, daß die oben genannten ultrafeinen Oxidpartikel in großer Anzahl entstehen. Da Mg auch in Oxidpartikeln normaler Größe (einige μm) enthalten ist, wurde im Verlauf dieser Erfindung eine Studie durchgeführt, um IGF-Körner unter Verwendung solcher relativ großer, Mg-haltiger Oxidpartikel zu erzeugen. Als Ergebnis wurden die folgenden drei, für die Bildung von IGF-Umwandlungskeimen wichtigen Bedingungen gefunden:

(1) Es muß wenigstens eine Mindestanzahl von Partikeln vorhanden sein
(2) Die Partikel besitzen eine entsprechende Größe.
(3) Die Partikel enthalten Mn.

A means to reach point (2) is explained. According to this invention, Mg is removed from the Reason added that the above-mentioned ultrafine oxide particles arise in large numbers. Since Mg is also contained in normal size oxide particles (a few microns), a study was conducted in the course of this invention to produce IGF grains using such relatively large Mg-containing oxide particles. As a result, the following three conditions important to the formation of IGF transformation nuclei were found:

(1) There must be at least a minimum number of particles
(2) The particles have a corresponding size.
(3) The particles contain Mn.

Vom Standpunkt der Bedingung (1) aus ist es erforderlich, daß mindestens nicht weniger als 10 Stück/m² der IGF-Umwandlungskeime in stabiler Form in einer HAZ in der nächsten Umgebung einer Schweißverbindungslinie vorhanden sind. Wenn die IGF-Umwandlungskeime weniger als 10 Teilchen/mm² betragen, ist die Verfeinerung der HAZ-Struktur unzureichend.From the viewpoint of the condition (1), it is required that at least not less than 10 pieces / m ^{2 of} the IGF transformation nuclei are present in stable form in an HAZ in the closest vicinity of a weld joint line. When the IGF conversion nuclei are less than 10 particles / mm ² , the refinement of the HAZ structure is insufficient.

Vom Standpunkt der Bedingung (2) aus ist es erforderlich, daß die Partikel eine Größe aufweisen, die nicht kleiner als 0,5 μm ist, um wirksam als IGF-Umwandlungskeime zu fungieren. Wenn die Partikelgröße kleiner als 0,5 μm ist, dann wird ihre Eigenschaft als IGF-Umwandlungskeime deutlich herabgesetzt. Um dieser Bedingung zu genügen, wurde im Verlauf dieser Erfindung die Verwendung von Oxidpartikeln, die nicht kleiner als 0,5 μm sind, als IGF-Umwandlungskeime untersucht. Oxidpartikel größer als 10 μm sind jedoch unerwünscht, da sie als Ausgangspunkte für den Beginn von Sprödbruch fungieren.from Viewpoint of condition (2) it is necessary that the particles have a size, not smaller than 0.5 μm is to function effectively as IGF transformation nuclei. If the Particle size smaller than 0.5 μm is, then their property as IGF transformation nuclei becomes clear reduced. In order to meet this condition, it was in the course of this Invention the use of oxide particles not smaller than 0.5 μm, investigated as IGF transformation nuclei. Oxide particles larger than 10 microns are however undesirable, as they are starting points for the beginning of brittle fracture act.

Unter Berücksichtigung des Standpunkts der Bedingung (3) wurde entdeckt, daß die Partikel nicht weniger als 0,3 Gewichtsprozent Mn enthalten müssen, um wirksam als IGF-Umwandlungskeime zu fungieren. Aus diesem Grund ist es wünschenswert, Mn in die Oxidpartikel mit 0,5–10 μm einzubringen. Mg, Al und Ti sind wesentlich für diese Erfindung, um die ultrafeinen Pinning-Partikel, die (Mg, Al)-Oxide und Ti-Nitrid aufweisen, wie in Punkt (1) beschrieben, zu erzeugen. Da diese Elemente eine stärkere desoxidierende Wirkung als Mn aufweisen, sind die 0,5 bis 10 μm-Partikel hauptsächlich aus Mg, Al und Ti. Daher ist es schwer, nicht weniger als 0,3 Gewichtsprozent Mn in die Partikel mit 0,5 bis 10 μm in stabiler Form einzubringen. Aus diesem Grund wurde im Verlauf dieser Erfindung erwägt, Mn-haltiges Sulfid in einer Kompositform auf den Oxidpartikeln auszuscheiden. Durch die Verwendung einer solchen Methode kann der Mn-Anteil der Kompositpartikel in stabiler Weise auf 0,3 Gewichtsprozent oder mehr erhöht werden und die Partikel können wirksam als IGF-Umwandlungskeime fungieren. Eine Studie zur Suche nach Bedingungen für die Ausscheidung der Mn-haltigen Sulfide in einer Kompositform auf den Oxidpartikeln, und daraus resultierend, dem Mg-Gehalt in den Oxidpartikeln wurde durchgeführt und stellte sich als wichtig heraus. Beim Auftreten von Oxidpartikeln, die nicht weniger als 10 Gewichtsprozent Mg enthalten, war das Mn-haltige Sulfid mit den Oxidpartikeln verbunden bzw. vermischt. Andererseits war beim Auftreten von Oxidpartikeln, die einen Mg-Gehalt von weniger als 10 Gewichtsprozent enthielten, das Sulfid nicht mit ihnen verbunden bzw. vermischt, sondern trat gesondert auf. Zusammenfassend wurde entdeckt, daß durch die Einbringung von nicht weniger als 10 Gewichtsprozent Mg in die Oxidpartikel, das Mn-haltige Sulfid in stabiler Weise mit den 0,5–10 μm großen Partikeln verbunden und darauf ausgeschieden wurde. Daraus resultierend konnten die IGF Umwandlungskeime mit nicht weniger als 10 Teilchen/mm² von 0,5 bis 10 μm, die nicht weniger als 0,3 Gewichtsprozent Mn enthielten, in Verbundform aus Oxid und Sulfid gesichert werden. Es sollte jedoch angemerkt werden, daß wenn der Gesamtbetrag von Ca, REM (Seltene-Erd-Elemente) und Zr 0,02 Gewichtsprozent übersteigt, dann wird Mn nicht länger in das Sulfid, das mit dem Oxid vermischt ist, eingebaut, was dazu führt, daß der Mn-Gehalt in den Kompositpartikeln unter 0,3 Gewichtsprozent fällt.Considering the viewpoint of condition (3), it has been discovered that the particles need not contain not less than 0.3% by weight of Mn in order to function effectively as IGF transformation nuclei. For this reason, it is desirable to introduce Mn into the oxide particles of 0.5-10 μm. Mg, Al and Ti are essential to this invention to produce the ultrafine pinning particles comprising (Mg, Al) oxides and Ti nitride as described in item (1). Since these elements have a stronger deoxidizing effect than Mn, the 0.5 to 10 μm particles are mainly composed of Mg, Al and Ti. Therefore, it is hard not less than 0.3% by weight of Mn in the particles of 0.5 to 10 μm in stable form. For this reason, it has been considered in the course of this invention to precipitate Mn-containing sulfide in a composite form on the oxide particles. By using such a method, the Mn content of the composite particles can be stably increased to 0.3% by weight or more and the particles can function effectively as IGF transformation nuclei. A study to find conditions for the precipitation of the Mn-containing sulfides in a composite form on the oxide particles and, as a result, the Mg content in the oxide particles was carried out and turned out to be important. Upon occurrence of oxide particles containing not less than 10% by weight of Mg, the Mn-containing sulfide was mixed with the oxide particles. On the other hand, when oxide particles containing Mg content less than 10% by weight appeared, the sulfide was not mixed or mixed with them, but appeared separately. In summary, it was discovered that by incorporating not less than 10% by weight of Mg in the oxide particles, the Mn-containing sulfide was stably connected to and precipitated on the 0.5-10 μm particles. As a result, the IGF conversion nuclei having not less than 10 particles / mm ² of 0.5 to 10 μm containing not less than 0.3% by weight of Mn could be secured in composite form of oxide and sulfide. It should be noted, however, that when the total amount of Ca, REM (rare earth elements) and Zr exceeds 0.02 weight percent, Mn is no longer incorporated into the sulfide mixed with the oxide, resulting in it in that the Mn content in the composite particles falls below 0.3% by weight.

1(c) ist eine schematische Darstellung, die eine HAZ-Struktur darstellt, bei der die oben erklärten Techniken von Punkt (1) und (2) gemeinsam angewendet wurden. Die HAZ-Struktur wird dadurch verfeinert, daß eine große Anzahl von IGF-Körnern, zusätzlich zu der Verfeinerung der GBF-Körner und der FSP-Körner, erzeugt wird. Wenn die Anzahl der zugegebenen Legierungskomponenten ungeeignet ist bzw. nicht paßt, dann wird die Anzahl der gebildeten MA erhöht, und damit die CTOD-Eigenschaft verschlechtert. Daher ist es notwendig, die CTOD-Eigenschaft in stabiler Form zu verbessern, indem zusätzlich die unten beschriebene Technik von Punkt (3) angewandt wird. 1 (c) Fig. 12 is a schematic diagram illustrating an HAZ structure in which the above-explained techniques of items (1) and (2) were applied in common. The HAZ structure is refined by producing a large number of IGF grains in addition to the refining of the GBF grains and the FSP grains. If the number of added alloy components is inappropriate, the number of MAs formed is increased, and thus the CTOD property is deteriorated. Therefore, it is necessary to stably improve the CTOD property by additionally applying the below-described technique of item (3).

Eine Methode, um Punkt (3) zu erfüllen, soll erklärt werden. Es ist bekannt, daß das MA-Bildungsverhalten in einer HAZ zum großen Teil von ihrer Härtbarkeit und Abkühlrate abhängt. In dieser Erfindung wird die Härtbarkeit einer HAZ zum großen Teil nicht nur durch die Bestandteile des Stahls sondern auch durch die Größe der γ-Körner und der Eigenschaft, IGF zu bilden, beeinflußt. Im Fall eines herkömmlichen Stahls wurde die Größe der γ-Körner und ihre Eigenschaft, IGF zu bilden, kaum in Bezug auf die Härtbarkeit der HAZ betrachtet. Andererseits weist ein Stahl dieser Erfindung, in dem die γ-Körner kleiner sind und nebenbei die Eigenschaft, IGF zu bilden höher ist, um eine höhere Anzahl an Umwandlungsstellen auf den γ-Korngrenzen und innerhalb der γ-Körner zu erzeugen, die Eigenschaft auf, daß die Härtbarkeit einer HAZ, im Verhältnis zu einem herkömmlichen Stahl mit der gleichen chemischen Zusammensetzung, deutlich herabgesetzt ist. In Hinblick auf den Stahl dieser Erfindung, der eine solche Eigenschaft aufweist, wurde die Auswirkung der Legierungsanteile auf die Bildung von MA intensiv untersucht, in Bezug auf die Abkühlgeschwindigkeit (mit einer Abkühlzeit von etwa 15 sec von 800°C auf 500°C), die in der Durchführung von Schweißstrukturen für Offshore-Strukturen eingesetzt werden, und auf die als Vorbedingungen verwendeten Bereiche von C und Mn in dieser Erfindung. Als ein Ergebnis wurden die folgenden beiden Punkte deutlich:

(4) Die Zunahme des Nb-Gehalts in einem höheren Grad als bisher kann den Betrag der in einer HAZ erzeugten Ma kaum erhöhen.
(5) Es gibt eine diskontinuierliche aber starke Korrelation zwischen der Gesamtmenge von Cu, Ni, Cr und Mo und der MA-Menge in einer HAZ.

A method to fulfill point (3) will be explained. It is known that the MA formation behavior in a HAZ depends, in large part, on its hardenability and cooling rate. In this invention, the hardenability of an HAZ is largely influenced not only by the constituents of the steel but also by the size of the γ grains and the property of forming IGF. In the case of a conventional steel, the size of the γ grains and their property of forming IGF were hardly considered in terms of the hardenability of the HAZ. On the other hand, a steel of this invention, in which the gamma grains are smaller and incidentally has the property of Higher IGF to produce a higher number of transformation sites on the γ-grain boundaries and within the γ-grains has the property of significantly reducing the hardenability of an HAZ relative to a conventional steel having the same chemical composition is. With respect to the steel of this invention having such a property, the effect of the alloying contents on the formation of MA was intensively studied with respect to the cooling rate (with a cooling time of about 15 seconds from 800 ° C to 500 ° C), used in the performance of welding structures for offshore structures, and on the preconditioning ranges of C and Mn in this invention. As a result, the following two points became clear:

(4) The increase of the Nb content to a higher degree than heretofore can hardly increase the amount of Ma generated in an HAZ.
(5) There is a discontinuous but strong correlation between the total amount of Cu, Ni, Cr and Mo and the amount of MA in an HAZ.

Gemäß dem Standpunkt von Punkt (4) wurde entdeckt, daß sogar wenn der Nb-Gehalt auf 0,05 Gewichtsprozent erhöht wird, ist sein Einfluß auf die in einer HAZ erzeugten Ma-Anzahl unbedeutend. Um Beispiele für Nb zu nennen, das gegenwärtig in einer herkömmlichen Stahlplatte (Stahl mit garantierter CTOD-Eigenschaft für Schweißverbindungen) für Offshore-Strukturen verwendet wird, ist 0,02 Gewichtsprozent die Obergrenze für Nb bei einer Streckgrenze in der 420 MPa-Bereichsklasse in „Pro ceedings of 12^th International Conference on OMAE, 1993, Glasgow, UK, ASME, Band III-A, Seite 207–214", 0,021 Gewichtsprozent ist die Obergrenze für Nb bei einer Streckgrenze in der 460 MPa-Bereichsklasse in „Proceedings of 12^th International Conference on OMAE, 1993, Glasgow, UK, ASME, Band III-A, Seite 199–205", und Nb beträgt 0,024 Gewichtsprozent bei einer Streckgrenze in der 420 MPa-Bereichsklasse in „Proceedings of 13^th International Conference on OMAE, 1994, Houston, ASME, BandIII, S. 307–314." Wie oben beschrieben stellte ein Nb-Gehalt in der Größenordnung von 0,02 Gewichtsprozent im Wesentlichen die Obergrenze dar. Im Gegensatz dazu weist diese Erfindung den Vorteil auf, den effektiven Einsatz von Nb bis zu 0,05 Gewichtsprozent zuzulassen.According to the viewpoint of item (4), it has been discovered that even if the Nb content is increased to 0.05% by weight, its influence on the Ma number generated in an HAZ is insignificant. To give examples of Nb currently used in a conventional steel plate (welded joint guaranteed CTOD weld) for offshore structures, 0.02 weight percent is the upper limit for Nb at a yield point in the 420 MPa range class in " Pro ceedings of 12 ^th International Conference on OMAE, 1993, Glasgow, UK, ASME, Volume III-a, page 207-214 ", 0.021 percent by weight is the upper limit for Nb at a yield strength in the 460 MPa-range class in" Proceedings of 12 ^th International Conference on OMAE, 1993, Glasgow, UK, ASME, Volume III-a, page 199-205 ", and Nb is 0.024 weight percent with a yield strength in the 420 MPa-range class in" Proceedings of 13 ^th International Conference on OMAE, 1994, Houston, ASME, Vol. III, pp. 307-314. "As described above, an Nb content on the order of 0.02 weight percent was essentially the upper limit. In contrast, this invention features the Vo to allow the effective use of Nb up to 0.05% by weight.

Gemäß dem Standpunkt von Punkt (5) wurde entdeckt, daß, wenn die Gesamtsumme von Cu, Ni, Cr und Mo 3,0 Gewichtsprozent überschreitet, die MA-Anzahl in einer HAZ stark ansteigt. Basierend auf den oben genannten Entdeckungen konnte eine Richtlinie zur Kompositanordnung bzw. Kompositentwicklung erreicht werden, so daß so viel Nb wie möglich verwendet wird, um die Festigkeit des Basismetalls einer dickeren Platte zu erhöhen, wobei Cu, Ni, Cr und Mo, die die MA-Bildung beschleunigen, verringert werden, in Fällen, in denen die Plattendicke erhöht wird, zum Beispiel bis zur Größenordnung von 76,2 mm, wobei eine Streckgrenze von nicht weniger als 460 MPa, speziell in der 500 bis 550 MPa-Bereichsklasse, beibehalten wird. Die Verringerung von Cu, Ni, Cr und Mo ist ebenfalls in Bezug auf die Legierungskosten erstrebenswert.According to the point of view from point (5) it was discovered that if the total of Cu, Ni, Cr and Mo exceeds 3.0 weight percent, the MA number rises sharply in a HAZ. Based on the above findings could a guideline for composite arrangement or composite development be achieved, so that much Nb as possible is used to make the strength of the base metal of a thicker Plate to increase wherein Cu, Ni, Cr and Mo, which accelerate MA formation, are reduced be, in cases, in which the plate thickness increases will, for example, up to the order of magnitude of 76.2 mm, with a yield strength of not less than 460 MPa, especially in the 500 to 550 MPa range class. The reduction of Cu, Ni, Cr and Mo is also related to the alloying costs desirable.

1(d) ist eine schematische Abbildung, die eine HAZ-Struktur zeigt, an der die oben aufgeführte Technik von Punkt (3) angewandt wurde, und die Techniken der Punkte (1) und (2) werden zusätzlich bzw. in Kombination angewandt. Die HAZ-Struktur wird ausreichend verfeinert und zusätzlich wird die MA-Anzahl in stabiler Weise herabgesetzt und daher wird eine zufriedenstellende CTOD-Eigenschaft der Schweißverbindungen bei einer höheren Festigkeit erreicht. So wird diese Erfindung unter gleichzeitiger Anwendung der Techniken von Punkt (1), (2) und (3) durchführbar. 1 (d) Fig. 12 is a schematic diagram showing an HAZ structure to which the above-mentioned technique of item (3) was applied, and the techniques of items (1) and (2) are additionally and / or in combination applied. The HAZ structure is sufficiently refined, and in addition, the MA number is stably reduced, and therefore, a satisfactory CTOD characteristic of the welded joints is achieved at a higher strength. Thus, this invention becomes practicable while using the techniques of items (1), (2) and (3).

Die Gründe für die Einschränkung der chemischen Bestandteile werden beschrieben. In der unten aufgeführten Beschreibung der chemischen Bestandteile bedeutet „%" „Gewichtsprozent".The reasons for the restriction the chemical components are described. In the description below the chemical constituents means "%" "weight percent".

C mit nicht weniger als 0,04% ist notwendig, um die Festigkeit und die Widerstandsfähigkeit eines Basismetalls und einer HAZ zu gewährleisten. Wenn jedoch der C-Anteil 0,14% übersteigt, dann wird die Widerstandsfähigkeit des Basismetalls und der HAZ herabgesetzt und auch die Schweißbarkeit verschlechtert sich und daher bildet 0,14% die Obergrenze.C with not less than 0.04% is necessary to the strength and the resilience to ensure a base metal and a HAZ. If, however, the C-content exceeds 0.14%, then the resilience becomes of base metal and HAZ and also weldability worsens and therefore 0.14% is the upper limit.

Si kann zur Desoxidation zugegeben werden. Wenn Si jedoch 0,4% übersteigt, dann wird die HAZ-Widerstandsfähigkeit herabgesetzt. In dieser Erfindung können Al, Ti oder Mg auch zur Desoxidation verwendet werden und daher sollte der Si-Anteil vom Standpunkt der HAZ-Widerstandsfähigkeit so klein wie möglich sein. Da Si die MA-Bildung in einer HAZ beschleunigt, ist es ein unerwünschtes Element in dieser Erfindung.Si can be added for deoxidation. However, if Si exceeds 0.4%, then the HAZ resistance reduced. In this invention, Al, Ti or Mg may also be used for Deoxidation be used and therefore the Si content of Position of HAZ resistance as small as possible be. Since Si speeds up MA formation in a HAZ, it's one undesirable Element in this invention.

Mn mit nicht weniger als 1% ist erforderlich, um die Festigkeit und Widerstandsfähigkeit des Basismetalls und der HAZ zu gewährleisten. Mn ist ebenfalls wichtig für die Sulfidbildung, das Bestandteil der IGF-Umwandlungskeime ist. Wenn jedoch der Mn-Anteil 2,0% übersteigt, dann versprödet das Basismetall und die HAZ und auch die Schweißbarkeit wird herabgesetzt und daher bildet 2,0% die Obergrenze.Mn with not less than 1% is required to maintain the strength and resistance of base metal and HAZ. Mn is too important for the sulfide formation that is part of the IGF transformation nuclei. However, if the Mn content exceeds 2.0%, then embrittled Base metal and HAZ and also weldability are lowered and therefore 2.0% is the upper limit.

P ist ein Verunreinigungselement in dieser Erfindung und muß unter 0,02% herabgesetzt werden, um eine ausreichende Qualität des Basismetalls und der HAZ zu gewährleisten.P is an impurity element in this invention and must be under 0.02% are reduced to a sufficient quality of the base metal and to ensure the HAZ.

S ist ein notwendiges Element für diese Erfindung. S mit nicht weniger als 0,001% muß gewährleistet sein, um das Sulfid auf den Oxidpartikeln als IGF-Umwandlungskeime in Kompo sitform auszufällen. Wenn jedoch der S-Anteil 0,005% überschreitet, dann wird die Widerstandsfähigkeit des Basismetalls und der HAZ herabgesetzt und daher ist 0,005% die Obergrenze.S is a necessary element for this invention. S with not less than 0.001% must be ensured around the sulfide on the oxide particles as IGF transformation nuclei in Kompo sitform precipitate. However, if the S content exceeds 0.005%, then the resilience becomes of the base metal and the HAZ and therefore 0.005% is the Upper limit.

Nb ist extrem wirksam zur Erhöhung der Festigkeit des Basismetalls und der HAZ, wobei es die Verschlechterung der HAZ-Widerstandsfähigkeit minimiert. Nb ist ebenfalls wirksam zur Verbesserung der Festigkeit während der Verfeinerung der Mikrostruktur des Basismetalls. Zum Beispiel ist Nb mit nicht weniger als 0,005% wesentlich für die Erzeugung einer ausreichenden Festigkeit des Basismetalls, wobei eine Streckgrenze in der 500 MPa-Bereichsklasse bei einer Plattendicke von 76,2 mm erreicht wird. Wenn jedoch der Nb-Anteil 0,05% überschreitet, dann wird die Widerstandsfähigkeit der HAZ durch die Zunahme der MA-Anzahl oder durch Ausscheidungshärtung herabgesetzt, und daher bildet 0,05% die Obergrenze. Nb ist ein Element, das ausdrücklich zu erfolgreichen Herstellung von Basismetall entsprechend dieser Erfindung verwendet werden sollte und es ist wünschenswert, Nb effektiv mit nicht weniger als 0,02% zu verwenden.Nb is extremely effective for increasing the strength of the base metal and the HAZ, it being the deterioration the HAZ resistance minimized. Nb is also effective for improving the strength while the refinement of the microstructure of the base metal. For example Nb is essential for generating sufficient with not less than 0.005% Strength of the base metal, with a yield strength in the 500th MPa range class is achieved at a plate thickness of 76.2 mm. However, if the Nb content exceeds 0.05%, then the resilience becomes the HAZ is reduced by the increase in MA number or by precipitation hardening, and therefore 0.05% is the upper limit. Nb is an item that expressly too successful production of base metal according to this invention should be used and it is desirable to use Nb effectively not less than 0.02%.

Al bildet, zusammen mit Mg, ultrafeine 0,01 bis 0,1 μm große Oxidpartikel und fungiert als Pinning-Partikel in Begleitung von TiN, welches in einer Kompositform auf den Oxidpartikeln ausgeschieden ist und weiterhin als Umwandlungskeim für GBF-Partikel und FSP-Körner dient und so die HAZ-Mikrostruktur verfeinert. Um dies zu erreichen, ist Al mit nicht weniger als 0,001% nötig. Wenn Al weniger als 0,001% beträgt, dann ist es unmöglich, die erforderliche Anzahl von ultrafeinen Oxidpartikeln zu gewährleisten, um nicht weniger als 10.000 Teilchen/mm² der zusammengesetzten TiN-Partikel zu erhalten und dann wird die Verfeinerung der γ-Körner und die Anzahl der Umwandlungskeime auf den γ-Korngrenzen nicht ausreichend. Daraus resultierend können weder GBF-Körner noch FSP-Körner ausreichend verfeinert werden, was zu einer Verschlechterung der HAZ-Widerstandsfähigkeit führt. Wenn jedoch Al 0,01% überschreitet, wird der Al-Anteil im Oxid, das den IGF-Umwandlungskeim bildet erhöht, und als Gegenreaktion dazu, fällt der Mg-Anteil im Oxid unter 10 Gewichtsprozent. Daraus resultierend wird das Mn-haltige Sulfid, kaum auf den Oxidpartikeln ausgeschieden und verursacht einen Verlust der Eigenschaften als IGF-Umwandlungskeim und daher wird es schwer, nicht weniger als 10 Teilchen/mm² der IGF-Umwandlungskeime in stabiler Form zu gewährleisten.Al forms, together with Mg, ultrafine 0.01 to 0.1 micron oxide particles and acts as a pinning particle accompanied by TiN, which is precipitated in a composite form on the oxide particles and further as a conversion nuclei for GBF particles and FSP grains serves to refine the HAZ microstructure. To achieve this, Al is required to be not less than 0.001%. When Al is less than 0.001%, it is impossible to ensure the required number of ultrafine oxide particles so as to obtain not less than 10,000 particles / mm ^{2 of} the composite TiN particles, and then the refining of the γ grains and the number the conversion nuclei on the γ-grain boundaries are not sufficient. As a result, neither GBF grains nor FSP grains can sufficiently be refined, resulting in deterioration of HAZ resistance. However, when Al exceeds 0.01%, the Al content in the oxide constituting the IGF conversion nucleus is increased, and as a counter reaction, the Mg content in the oxide falls below 10 wt%. As a result, the Mn-containing sulfide hardly precipitates on the oxide particles and causes loss of properties as an IGF transformation nucleus, and therefore, it becomes difficult to ensure not less than 10 particles / mm ^{2 of} the IGF transformation nuclei in a stable form.

Wenn die Anteil der IGF-Umwandlungskeime, wie oben beschrieben, nicht ausreichend ist, dann wird die Widerstandsfähigkeit der HAZ verschlechtert. Dementsprechend liegt die Obergrenze von Al bei 0,01%.If the proportion of IGF transformation nuclei as described above is sufficient, then the resistance of the HAZ is deteriorated. Accordingly, the upper limit of Al is 0.01%.

Ti bildet TiN, welches auf ultrafeinen (Mg, Al)-Oxidpartikeln in zusammengesetzter Form mit 0,01 bis 0,5 μm Größe ausgeschieden wird, und als Pinning-Partikel und darüber hinaus als Umwandlungskeim für GBF-Körner und FSP-Körner fungiert, und so die HAZ-Struktur verfeinert. Aus diesem Grund ist Ti mit nicht weniger als 0,005% erforderlich. Wenn Ti weniger als 0,005% beträgt, so ist es unmöglich, nicht weniger als 10.000 Teilchen/mm² TiN-Partikel in Kompositform zu gewährleisten. Daraus resultierend werden weder die GBF-Körner noch die FSP-Körner ausreichend verfeinert, und verringern so die HAZ-Widerstandsfähigkeit. Wenn sowohl Si als auch Al nahe an ihren Untergrenzen liegen, dann sind die desoxidierenden Elemente manchmal unzureichend und daher ist es wünschenswert, Ti mit nicht weniger als 0,01% zuzugeben, um das Ti zum Übernehmen der Desoxidation zu bringen bzw. damit mittels Ti die Desoxidation vollständig durchgeführt wird. Wenn jedoch Ti 0,03% überschreitet, wird TiC ausgeschieden oder TiN-Partikel werden zu einer Größenordnung von einigen μm vergröbert, wobei sie das Basismetall und die HAZ verspröden. Aus diesem oben genannten Gründen liegt die Obergrenze von Ti bei 0,03%.Ti forms TiN which is precipitated on ultrafine (Mg, Al) oxide particles in composite form of 0.01 to 0.5 μm in size, and functions as pinning particles and, moreover, as a conversion nuclei for GBF grains and FSP grains, and so refined the HAZ structure. For this reason, Ti is required to be not less than 0.005%. When Ti is less than 0.005%, it is impossible to ensure not less than 10,000 particles / mm ^{2 of} TiN particles in composite form. As a result, neither the GBF grains nor the FSP grains are sufficiently refined, thus decreasing the HAZ resistance. When both of Si and Al are close to their lower limits, the deoxidizing elements are sometimes insufficient, and therefore, it is desirable to add Ti of not less than 0.01% in order to bring the Ti to undergo deoxidation by means of Ti the deoxidation is carried out completely. However, when Ti exceeds 0.03%, TiC is precipitated or TiN particles are coarsened to an order of several μm, thereby embrittling the base metal and HAZ. For these reasons, the upper limit of Ti is 0.03%.

Mg spielt die wichtigste Rolle in dieser Erfindung. Die primäre Rolle des Mg ist, zusammen mit Al, die Bildung von ul trafeinen Oxidpartikeln mit 0,01 bis 0,1 μm die als Pinning-Partikel in Gesellschaft mit TiN, das in einer zusammengesetzten Form auf den Oxidpartikeln ausgeschieden wird, fungieren sollen und darüber hinaus als Umwandlungskeime für GBF-Körner und FSP-Körner fungieren sollen und dadurch die HAZ-Struktur verfeinern. Die sekundäre Rolle von Mg ist die Beschleunigung der Ausscheidung der Mn-haltigen Sulfide in Kompositform auf den Oxidpartikeln mit 0,5 bis 10 μm, welche darin mit 10 Gewichtsprozent oder mehr mit eingeschlossen sind, um den Oxidpartikeln ihre Eigenschaft als Umwandlungskeime zu geben, wodurch sie die HAZ-Mikrostruktur verfeinern. Um die beiden Aufgaben gleichzeitig zu erfüllen, ist Mg mit nicht weniger als 0,0003%, vorzugsweise mit nicht weniger als 0,0005% erforderlich. Wenn Mg weniger als 0,0003% ausmacht, dann werden die Anteile von Si, Al, Ti und ähnlichen im Oxid erhöht und, als Gegenreaktion dazu, fällt der Mg-Anteil im Oxid unter 10 Gewichtsprozent. Daraus resultiert, daß das Mnhaltige Sulfid sich kaum auf den Oxidpartikeln ausscheidet, wobei sie dadurch ihre Eigenschaft als IGF-Umwandlungskeime verlieren und dadurch wird die Anzahl der IGF-Umwandlungskeime nicht mehr ausreichend. Gleichzeitig wird es schwierig, die gewünschte Anzahl von ultrafeinen (Mg, Al)-Oxidpartikeln zu gewährleisten, um nicht weniger als 10.000 Teilchen/mm² der zusammengesetzten TiN-Partikel zu erhalten. Wenn jedoch Mg 0,005% übersteigt, ist seine gefügerelevante Wirkung gesättigt und daher wird dieser Wert als Obergrenze festgelegt.Mg plays the most important role in this invention. The primary role of the Mg, together with Al, is the formation of ul, an oxide particles of 0.01 to 0.1 microns which are said to act as pinning particles in association with TiN precipitated in a composite form on the oxide particles, and in addition, to act as conversion nuclei for GBF grains and FSP grains, thereby refining the HAZ structure. The secondary role of Mg is to accelerate the precipitation of the Mn-containing sulfides in composite form on the oxide particles of 0.5 to 10 μm incorporated therein at 10% by weight or more in order to give the oxide particles their property as transformation nuclei they refine the HAZ microstructure. To accomplish the two tasks simultaneously, Mg is required to be not less than 0.0003%, preferably not less than 0.0005%. When Mg is less than 0.0003%, the contents of Si, Al, Ti and the like in the oxide are increased and, in the counter reaction, the Mg content in the oxide falls below 10% by weight. As a result, the Mnhaltige sulfide hardly excreted on the oxide particles, thereby losing their property as IGF transformation nuclei and da This means that the number of IGF conversion germs is no longer sufficient. At the same time, it becomes difficult to ensure the desired number of ultrafine (Mg, Al) oxide particles so as to obtain not less than 10,000 particles / mm ^{2 of} the composite TiN particles. However, when Mg exceeds 0.005%, its affect-relevant effect is saturated and therefore this value is set as the upper limit.

O bildet ultrafeine (Mg, Al)-Oxidpartikel, die einen HAZ-Pinning-Effekt aufweisen, wobei es die Mg-haltigen Oxidpartikel mit 0,5 bis 10 μm bildet, die als IGF-Umwandlungskeime in einer HAZ wirken. Um diese beiden Aufgaben zu erfüllen, ist O mit nicht weniger als 0,001% nötig. Wenn O weniger als 0,001% beträgt, dann wird es schwierig, die erforderliche Anzahl an ultrafeinen Oxidpartikeln zu gewährleisten, um nicht weniger als 10.000 Teilchen/mm² der zusammengesetzten TiN- Partikel zu erreichen und nicht weniger als 10 Teilchen/mm² der Oxidpartikel mit 0,5 bis 10 μm Größe zu gewährleisten. Wenn jedoch 0 0,005% übersteigt, dann werden grobe Oxidpartikel, größer als 10 μm, in großer Anzahl gebildet und diese wirken als Quellen für die Entstehung von Sprödbruch im Basismetall oder in der HAZ, und daher wird 0,005% als Obergrenze festgelegt.O forms ultrafine (Mg, Al) oxide particles having a HAZ pinning effect, forming the Mg-containing oxide particles of 0.5 to 10 μm, which act as IGF transformation nuclei in an HAZ. To accomplish these two tasks, O is required to be no less than 0.001%. When O is less than 0.001%, it becomes difficult to ensure the required number of ultrafine oxide particles so as to reach not less than 10,000 particles / mm ^{2 of} the composite TiN particles and not less than 10 particles / mm ^{2 of} the oxide particles 0.5 to 10 microns to ensure size. However, if O exceeds 0.005%, coarse oxide particles larger than 10 μm are formed in large numbers, and these act as sources of brittle fracture in the base metal or in the HAZ, and therefore, 0.005% is set as the upper limit.

N bildet TiN, welches auf ultrafeinen (Mg, Al)-Oxidpartikeln in Kompositform mit einer Größe von 0,01 bis 0,5 μm ausfällt und als Pinning-Partikel und weiterhin als Umwandlungskeime für GBF-Körner und FSP-Körner wirkt, wobei die HAZ-Struktur verfeinert wird. Aus diesem Grund ist N mit weniger als 0,001% erforderlich. Wenn N weniger als 0,001% beträgt, dann ist es unmöglich, nicht weniger als 10.000 Teilchen/mm² der TiN-Partikel in Kompositform zu gewährleisten. Wenn jedoch N 0,01% übersteigt, dann steigt der Anteil des gelösten N an und führt zu einer Versprödung des Basismetalls und der HAZ und zu einer Verschlechterung der Oberflächeneigenschaften einer Gußplatte und daher wird dieser Wert als Obergrenze festgelegt.N forms TiN which precipitates on 0.01-0.5 μm composite ultrafine (Mg, Al) oxide particles and acts as pinning particles and further as conversion nuclei for GBF grains and FSP grains, the HAZ structure is refined. For this reason, N is required to be less than 0.001%. When N is less than 0.001%, it is impossible to ensure not less than 10,000 particles / mm ^{2 of} the TiN particles in composite form. However, if N exceeds 0.01%, the proportion of dissolved N increases, leading to embrittlement of the base metal and HAZ and deterioration of the surface properties of a cast plate, and therefore this value is set as an upper limit.

Die Gründe für eine Eingrenzung der Auswahlelemente wird unten beschrieben.The reasons for one Limitation of selection items is described below.

Ca, REM und Zr können als Desoxidationsmittel oder als entschwefelnde Mittel zugegeben werden. Sie tragen zur Reduktion des O-Anteils bei, indem sie als Desoxidationsmittel fungieren. Als entschwefelnde Mittel tragen sie zur Reduktion des S-Anteils bei, wobei sie die Form des Sulfids beeinflussen. Um die Materialqualität des Basismetalls und der HAZ mittels dieser Effekte zu verbessern, ist ein Anteil jedes Elementes von 0,0005% oder mehr erwünscht. Wenn die Menge dieser Elemente zu groß ist, dann werden sie in die IGF-Umwandlungskeime eingemischt bzw. eingebaut, und führen zu einer Abnahme des Mg-Anteils und des Mn-Anteils im Oxid und Sulfid, die die IGF-Umwandlungskeime bilden, und so verlieren die IGF- Umwandlungskeime ihre Wirkung. In diesem Sinne werden die Obergrenzen von Ca, REM und Zr jeweils bei 0,005%, 0,01% und 0,01% festgelegt und es ist notwendig, die Gesamtmenge dieser drei Elemente auf 0,02% oder weniger festzulegen. REM weist hier auf Lanthanoid-Elemente, so wie La und Ce hin, und sogar wenn ein Mischmetall, das aus diesen zusammengemischten Elementen erzeugt wurde, als weitere Möglichkeit zugegeben wird, dann kann die oben beschriebene Wirkung erreicht werden.Ca, REM and Zr can added as a deoxidizer or as a desulfurizing agent become. They contribute to the reduction of the O content by acting as Deoxidizer act. Wear as desulphurising agent to reduce the S-share in which they influence the form of the sulfide. To the material quality of the base metal and to improve the HAZ by means of these effects is a share every element of 0.0005% or more is desired. If the amount of this Elements is too big, then they are mixed into the IGF transformation nuclei, and lead to a decrease in the Mg content and the Mn portion in the oxide and sulfide containing the IGF transformation nuclei form and so lose the IGF transformation nuclei their effect. In this sense, the upper limits of Ca, REM and Zr are set at 0.005%, 0.01% and 0.01% respectively and it is necessary to set the total amount of these three elements to 0.02% or less. REM here refers to lanthanoid elements, such as La and Ce, and even if a mischmetal made of these mixed elements was generated as another option is added, then the effect described above can be achieved become.

Cu, Ni, Cr und Mo können zur Erhöhung der Festigkeit, Widerstandsfähigkeit, des Korrosionswiderstands und ähnlichem des Basismetalls eingesetzt werden. Aus diesem Grund muß der Anteil jedes Elements 0,05% oder mehr betragen. Bis jetzt wurden diese Elemente in Fällen, in denen es notwendig war, eine Verbesserung der Festigkeit und Widerstandsfähigkeit des Basismetalls und gleichzeitig eine Vergrößerung des Dickenbereichs der Platte zu erreichen, mit Erfolg eingesetzt. In dieser Erfindung ist es wünschenswert, vom Standpunkt der Absicherung der CTOD-Eigenschaft einer HAZ, den Anteil dieser Elemente um ein mögliches Ausmaß zu verringern. In diesem Sinne müssen die Obergrenzen von Cu, Ni, Cr und Mo jeweils auf 1,5%, 3,0%, 0,5% und 0,5% reguliert werden, und weiterhin muß die Gesamtmenge dieser Elemente so eingestellt werden, daß sie 3,0% nicht übersteigt. Sollte eines dieser Elemente seine Obergrenze übersteigen oder sollte der Gesamtbetrag dieser Elemente 3,0% übersteigen, dann verschlechtert sich die CTOD-Eigenschaft der HAZ merklich.Cu, Ni, Cr and Mo can to increase strength, resistance, corrosion resistance and the like of the base metal can be used. For this reason, the proportion must each element is 0.05% or more. So far, these have been Elements in cases in which it was necessary to improve the strength and resistance of the base metal and at the same time an increase in the thickness of the Achieve plate, used successfully. In this invention it is desirable from the point of view of securing the CTOD property of a HAZ, the Proportion of these elements to reduce to a possible extent. In this sense must the upper limits of Cu, Ni, Cr and Mo each at 1.5%, 3.0%, 0.5% and 0.5%, and furthermore, the total amount of these elements must be be adjusted so that they Does not exceed 3.0%. Should one of these elements exceed its upper limit or should the Total amount of these items exceed 3.0%, then worsened itself the CTOD property the HAZ noticeably.

V verbessert wirksam die Festigkeit des Basismetalls und der HAZ durch Ausscheidungshärtung. Aus diesem Grund ist ein V-Anteil von nicht weniger als 0,005% erforderlich. Wenn jedoch der V-Anteil 0,05% übersteigt, wird die Schweißbarkeit und die HAZ-Widerstandsfähigkeit verschlechtert und daher wird 0,05% als Obergrenze festgelegt.V Effectively improves the strength of base metal and HAZ Precipitation hardening. For this reason, a V content of not less than 0.005% is required. However, if the V content exceeds 0.05%, becomes the weldability and the HAZ resistance worsens and therefore 0.05% is set as the upper limit.

B verbessert wirksam die Festigkeit und Widerstandsfähigkeit des Basismetalls. Aus diesem Grund ist nicht weniger als 0,0001% für B erforderlich. Wenn jedoch der B-Anteil 0,003% übersteigt, wird die Schweißbarkeit deutlich herabgesetzt und daher wird 0,003 als Obergrenze festgesetzt.B Effectively improves strength and durability of the base metal. For this reason, not less than 0.0001% required for B However, if the B level exceeds 0.003%, becomes the weldability is significantly reduced and therefore 0.003 is set as the upper limit.

Ein Stahl dieser Erfindung wird einer Einstellung seiner chemischen Zusammensetzung bei festgelegten Werten unterzogen und wird im Stahlproduktionsprozeß in der Stahlindustrie kontinuierlich zu einer Bramme gegossen und die Bramme wird zu einer Stahlplatte verarbeitet, wobei sie Prozeßschritte, wie Wiedererwärmung, Walzen, Abkühlen und Wärmebehandlung durchläuft, wobei diese auf verschiedene Art geregelt werden. Um eine Streckgrenze von 460 MPa und vorzugsweise die Bereichsklasse von 500 MPa bis 550 MPa zu erhalten, ist es bei einer dicken Platte mit einer Dicke, wie etwa 76,2 mm nützlich, nach dem Walzen direkt abzuschrecken oder beschleunigt zu kühlen, um den höchsten Nutzen aus dem Nb-Gehalt zu ziehen. Weiterhin kann die Festigkeit und Widerstandsfähigkeit durch Tempern eingestellt werden. Es ist ebenfalls möglich, Heißwalzen ohne einmaliges Abkühlen der Gußbramme anzuwenden. Die Festigkeit der HAZ wird nicht nur durch die chemische Zusammensetzung festgelegt, sondern auch durch den Verteilungsstatus der Pinning-Partikel und den der IGF-Umwandlungskeime. Der Verteilungsstatus dieser Partikel wird im Verlauf der Herstellung des Basismetalls nicht stark verändert. Dementsprechend hängt die Festigkeit der HAZ nicht stark von den Herstellungsprozessen des Basismetalls ab und daher kann die Art jeder der Prozesse der Wiedererwärmung, des Walzens, des Abkühlens und der Wärmebehandlung beliebig sein.A steel of this invention undergoes an adjustment of its chemical composition at specified values and continuously becomes a Bram in the steelmaking process in the steel industry cast and the slab is processed into a steel plate, undergoing process steps such as reheating, rolling, cooling and heat treatment, which are controlled in various ways. To obtain a yield strength of 460 MPa, and preferably the range class of 500 MPa to 550 MPa, it is useful for a thick plate having a thickness, such as 76.2 mm, to directly quench after cooling or accelerate to cool the highest To take advantage of the Nb content. Furthermore, the strength and resistance can be adjusted by annealing. It is also possible to apply hot rolling without a single cooling of the cast slab. The strength of the HAZ is determined not only by the chemical composition, but also by the distribution status of the pinning particles and that of the IGF transformation nuclei. The distribution status of these particles is not greatly changed in the course of the production of the base metal. Accordingly, the strength of the HAZ does not greatly depend on the manufacturing processes of the base metal, and therefore the kind of each of the processes of reheating, rolling, cooling, and heat treatment may be arbitrary.

Der Verteilungsstatus der Einschlüsse, die in dieser Erfindung spezifiziert werden, wird anhand der unten beschriebenen Verfahren quantitativ bestimmt.Of the Distribution status of inclusions, which are specified in this invention will become apparent from the below quantitatively determined.

Die Anzahl der TiN-Partikel von 0, 01 bis 0, 5 μm umfassend die aus Mg und Al zusammengesetzten Oxide werden so bestimmt: Vorbereitung einer Probe, die eine Kopie der Probenentnahme einer beliebigen Stelle auf einer Basismetall-Stahlplatte dar stellt, Untersuchung der Probe unter Verwendung eines Transmissions-Elektonenmikroskops (TEM) mit einer Vergrößerung von 10.000 bis 50.000, um einen Bereich von mindestens 1.000 μm² zu erfassen, wobei die Anzahl der TiN-Partikel gemessen wird, die Größen in der anvisierten Größenordnung aufweisen und dies auf die Anzahl der Partikel pro Flächeneinheit (Teilchen/mm²) umgerechnet wird. Hier wird die Identifizierung bzw. Erkennung von (Mg, Al)-Oxidpartikeln mit TiN-Partikeln mittels einer Analyse der Zusammensetzung unter Verwendung der energiedispersiven Röntgenspektrometrie (EDS), die an das TEM angegliedert ist und einer Kristallstrukturanalyse der Elektronenbeugungsbilder unter Verwendung des TEM durchgeführt. In dem Fall, daß so eine Bestimmung zu kompliziert ist, um sie für alle Arten der zu messenden, Komposit-Einschlüsse durchzuführen, wird der folgende, einfachere Prozeß verwendet. Zunächst werden die rechteckigen bzw. eckigen Einschlüsse als TiN-Partikel betrachtet und die Anzahl der TiN-Partikel, die dort jeweils einen Einschluß aufweisen und eine Größe aufweisen, die in der anvisierten Größenordnung liegt, bestimmt. Dann wird, in Bezug auf mindestens 10 Partikel unter den in Kompositform ausgeschiedenen TiN-Partikeln, eine genaue Identifizierung an der mit diesem Verfahren gemessenen Anzahl durchgeführt, entsprechend den oben erwähnten Prozeduren zur Bestimmung des Verhältnisses, mit dem das (Mg, Al)-Oxid mit TiN zusammengesetzt ist. Danach wird die erste gemessene Anzahl der in Kompositform ausgeschiedenen TiN-Partikel mit diesem Verhältnis multipliziert. Wenn Karbidpartikel im Stahl die oben genannte TEM-Untersuchung behindern, kann die Beobachtung der anvisierten Komposit-Einschlüsse durch Anhäufung bzw. Verklumpung und Vergrößerung der Karbidpartikel mittels einer Wärmebehandlung bei 500°C oder darunter vereinfacht werden.The number of TiN particles of 0.01 to 0.5 μm comprising the oxides composed of Mg and Al are determined as follows: Preparation of a Sample Representing a Copy of Sampling Anywhere on a Base Metal Steel Plate Examination of the Sample using a transmission electron microscope (TEM) at a magnification of 10,000 to 50,000 to detect a range of at least 1,000 μm ² , measuring the number of TiN particles having sizes in the targeted order of magnitude the particle per unit area (particle / mm ² ) is converted. Here, identification of (Mg, Al) oxide particles with TiN particles is performed by analysis of the composition using energy dispersive X-ray spectrometry (EDS) attached to the TEM and crystal structure analysis of electron diffraction patterns using the TEM. In the case that such a determination is too complicated to perform for all kinds of the composite inclusions to be measured, the following simpler process is used. First, the rectangular or angular inclusions are considered to be TiN particles and the number of TiN particles each having an inclusion there and having a size which is in the targeted order is determined. Then, with respect to at least 10 particles among the TiN particulate precipitated in the composite, accurate identification is performed on the number measured by this method according to the above-mentioned procedures for determining the ratio with which the (Mg, Al) oxide is composed of TiN. Thereafter, the first measured number of composite TiN particles is multiplied by this ratio. When carbide particles in the steel obstruct the above-mentioned TEM examination, the observation of the targeted composite inclusions can be facilitated by agglomerating and enlarging the carbide particles by heat treatment at 500 ° C or below.

Die Anzahl der Partikel mit 0,5 bis 10 μm, die durch das zusammengesetzte Oxid mit dem Mn-haltigen Sulfid gebildet wird, kann mit Hilfe des unten beschriebenen Verfahrens be stimmt werden. Zunächst wird eine polierte Probe mit einer hochglanzpolierten Oberfläche vorbereitet, indem ein kleines Probenstück an einer beliebigen Stelle einer Basismetall-Stahlplatte herausgeschnitten wird, die Probe wird unter Verwendung eines optischen Mikroskops mit der Vergrößerung von 1.000× untersucht, um eine Fläche von mindestens 3 mm² zu erfassen, wobei die Anzahl der Partikel, die Größen innerhalb des anvisierten Größenbereiches aufweisen, bestimmt wird und die so bestimmte Anzahl in eine Partikelanzahl pro Einheitsfläche (Teilchen/mm²) umgerechnet wird. Dann werden mindestens 10 beliebig ausgewählte Partikel der gleichen Probe, mit Größen in der anvisierten Größenordnung, einer Analyse ihrer Zusammensetzung unter Verwendung der wellenlängendispersiven Röntgenspektrometrie (WDS), welche an das Elektonenmikroskop (SEM) angeschlossen ist, unterzogen. Hier wird, sollte Fe im Basisstahl unter den analysierten Werten dieser Partikel detektiert werden, das Fe aus den analysierten Werten entfernt und dann die Zusammensetzung der Partikel bestimmt. Zwischen den so bestimmten Partikeln, werden die Partikel, bei denen O und S gleichzeitig detektiert wird und welche Mn mit nicht weniger als 0,3 Gewichtsprozent enthalten, als IGF-Umwandlungskeime für geeignet betrachtet, wobei das Verhältnis der IGF-Umwandlungskeime zu den Partikeln mit 0,5 bis 10 μm bestimmt wird. Die Anzahl der zuerst im optischen Mikroskop gemessenen Partikel wird mit diesem Verhältnis multipliziert. Als einfacheres Verfahren wird eine Vermessung der Elemente an den oben genannten Proben durchgeführt, wobei die Anzahl der Partikel zwischen 0,5 und 10 μm gemessen wird, in denen die drei Elemente O, S und Mn koexistieren.The number of particles of 0.5 to 10 μm formed by the composite oxide with the Mn-containing sulfide can be determined by the method described below. First, a polished specimen having a mirror-finished surface is prepared by cutting out a small specimen at an arbitrary position of a base metal steel plate, the specimen is examined using an optical microscope at the magnification of 1,000 × to obtain an area of at least 3 mm ² to detect, wherein the number of particles having sizes within the targeted size range, is determined and the number thus determined in a particle number per unit area (particles / mm ² ) is converted. Then at least 10 arbitrarily selected particles of the same sample, of sizes of the targeted magnitude, are subjected to an analysis of their composition using wavelength dispersive X-ray spectrometry (WDS) connected to the Electron Microscope (SEM). Here, if Fe in the base steel is detected below the analyzed values of these particles, the Fe is removed from the analyzed values and then the composition of the particles is determined. Among the thus-determined particles, the particles in which O and S are simultaneously detected and which contain Mn of not less than 0.3% by weight are considered suitable as IGF transformation nuclei, wherein the ratio of the IGF transformation nuclei to the particles is 0.5 to 10 microns is determined. The number of particles first measured in the optical microscope is multiplied by this ratio. As a simpler method, a measurement of the elements on the above-mentioned samples is performed, measuring the number of particles between 0.5 and 10 μm in which the three elements O, S and Mn coexist.

Beispielexample

Tabelle 1 zeigt die chemischen Zusammensetzungen der Strangguß-Stähle und Tabelle 2 zeigt die Dicke jeder Stahlplatte, ihr Herstellungsverfahren, die Anzahl der Pinning-Partikel, die Anzahl der IGF-Umwandlungskeime, die Material qualität der Basismetalle, die Schweißbedingungen und die Widerstandsfähigkeit jeder HAZ.Table 1 shows the chemical compositions of the continuously cast steels and Table 2 shows the di Each steel plate, its manufacturing process, the number of pinning particles, the number of IGF transformation nuclei, the material quality of the base metals, the welding conditions and the resistance of each HAZ.

Die Stähle dieser Erfindung weisen Plattendicken von 38,1 bis 76,2 mm auf, Streckgrenzen (YS) des Basismetalls von 510 bis 570 MPa und eine ausreichende CTOD-Eigenschaft, die 0,2 mm bei –10°C übersteigt, in einem mehrlagigen zusammengefügten Verbindungsteil (CGHAZ), das durch Unterpulverschweißen mit einer Wärmeeinbringung beim Schweißen von 3,5 bis 10,0 kJ/mm² hergestellt wurde.The steels of this invention have plate thicknesses of 38.1 to 76.2 mm, yield strengths (YS) of the base metal of 510 to 570 MPa and a sufficient CTOD characteristic exceeding 0.2 mm at -10 ° C in a multilayer Joining joint (CGHAZ) made by submerged arc welding with heat input at welding of 3.5 to 10.0 kJ / mm ² .

Andererseits sind die Vergleichsstähle bezüglich der Basismetall-Qualität oder HAZ-Qualität bei einer Plattendicke von 76,2 mm aufgrund ihrer ungeeigneten chemischen Zusammensetzung unterlegen. Stahl 12 weist eine nicht ausreichende Anzahl von IGF-Umwandlungskeimen auf, da der S-Anteil zu klein ist und es ist bezüglich seiner HAZ-Widerstandsfähigkeit unterlegen. Stahl 13 ist bezüglich seiner Basismetall-Widerstandsfähigkeit und HAZ-Widerstandsfähigkeit unterlegen, da der S-Anteil zu hoch ist. Stahl 14 ist bezüglich der Festigkeit und Widerstandsfähigkeit des Basismetalls unterlegen, da der Nb-Anteil zu gering ist. Stahl 15 ist bezüglich seiner HAZ-Widerstandsfähigkeit unterlegen, da der Nb-Anteil zu hoch ist. Stahl 16 weist eine unzureichende Anzahl an Pinning-Partikeln auf, da die Menge an Al zu klein ist und ist in seiner HAZ-Widerstandsfähigkeit unterlegen. Stahl 17 weist eine unzureichende Anzahl an IGF-Umwandlungskeimen auf, da die Menge an Al zu hoch ist und ist in seiner HAZ-Widerstandsfähigkeit unterlegen. Stahl 18 weist eine unzureichende Anzahl an Pinning-Partikeln auf, weil die Ti-Menge zu gering ist und ist bezüglich seiner HAZ-Zähigkeit unterlegen. Stahl 19 ist bezüglich der Widerstandsfähigkeit des Basismetalls und seiner HAZ-Widerstandsfähigkeit unterlegen, da die Ti-Menge zu hoch ist. Stahl 20 und Stahl 21 sind unzulänglich bezüglich ihrer Anzahl der Pinning-Partikel und der Anzahl an IGF-Umwandlungskeimen aufgrund jeweils zu kleiner Mengen an Mg und 0 und sie sind in ihrer HAZ-Widerstandsfähigkeit unterlegen. Stahl 22 weist eine unzureichende Anzahl an Pinning-Partikeln auf, da die Gesamtmenge an N zu gering ist und ist bezüglich seiner HAZ-Widerstandsfähigkeit unterlegen. Stahl 23 ist bezüglich seiner HAZ-Widerstandsfähigkeit unterlegen da die Gesamtmenge von Cu, Ni, Cr und Mo zu hoch ist. Stahl 24 weist eine unzureichende Anzahl an IGF-Umwandlungskeimen auf, da die Gesamtmenge von Ca, REM und Zr zu hoch ist, und ist bezüglich seiner HAZ-Widerstandsfähigkeit unterlegen.On the other hand, the comparative steels are inferior in base metal quality or HAZ quality at a plate thickness of 76.2 mm because of their improper chemical composition. stole 12 has an insufficient number of IGF transformation nuclei because the S content is too small and inferior in its HAZ resistance. stole 13 is inferior in base metal resistance and HAZ resistance because the S content is too high. stole 14 is inferior in the strength and the resistance of the base metal because the Nb content is too low. stole 15 is inferior in its HAZ resistance because the Nb content is too high. stole 16 has an insufficient number of pinning particles because the amount of Al is too small and is inferior in its HAZ resistance. stole 17 has an insufficient number of IGF transformation nuclei because the amount of Al is too high and is inferior in its HAZ resistance. stole 18 has an insufficient number of pinning particles because the amount of Ti is too small and is inferior in its HAZ toughness. stole 19 is inferior in the base metal resistance and HAZ resistance since the amount of Ti is too high. stole 20 and steel 21 are inferior in their number of pinning particles and in the number of IGF conversion nuclei due to too small amounts of Mg and O, respectively, and are inferior in their HAZ resistance. stole 22 has an insufficient number of pinning particles because the total amount of N is too small and is inferior in its HAZ resistance. stole 23 is inferior in its HAZ resistance because the total amount of Cu, Ni, Cr and Mo is too high. stole 24 has an insufficient number of IGF transformation nuclei because the total amount of Ca, REM and Zr is too high, and is inferior in its HAZ resistance.

Diese Erfindung verbessert deutlich die CTOD-Eigenschaft von Schweißverbindungen von hochfesten, ultraschweren Stahlplatten und, resultierend daraus, ebnet sie den Weg für eine Gewichtsreduktion und Vergrößerung von Offshore-Strukturen. Dies läßt eine starke Reduktion der Konstruktionskosten bzw. Baukosten von Offshore-Strukturen und die Gewinnung von Energie in viel größeren Meerestiefen zu.This invention significantly improves the CTOD characteristic of welded joints of high strength, ultra-heavy steel plates and, as a result, paves the way for weight reduction and enlargement of offshore structures. This allows a strong reduction of the construction costs or Baukos exploiting offshore structures and extracting energy at much greater depths.

Claims

A steel plate having an excellent CTOD property in a heat-affected zone by welding and a yield strength of not less than 460 MPa, characterized in that it has a chemical composition containing by weight: C: 0.04 to 0.14%; Si: 0.4% or less, Mn: 1.0 to 2.0%, P: 0.02% or less, S: 0.001 to 0.005%, Al: 0.001 to 0.01% Ti: 0.005 to 0, 03% Nb: 0.005 to 0.05%, Mg: 0.0003 to 0.005%, O: 0.001 to 0.005%, N: 0.001 to 0.01%, and optionally one or more of the following components: Ca: 0.0005 to 0.005% REM: 0.0005 to 0.01% and Zr: 0.0005 to 0.01%, wherein the total amount of Ca, REM and Zr is not more than 0.02%, and further optionally one or more of Components: Cu: 0.05 to 1.5%, Ni: 0.05 to 3.0%, Cr: 0.05 to 0.5% Mo: 0.05 to 0.5% V: 0.005 to 0, 05% and B: 0.0001 to 0.003%, wherein the total amount of Cu, Ni, Cr, Mo and V is not more than 3.0%, balance consisting of iron and unvermeidba The steel plate has compounded ultrafine 0.01 to 0.5 μm particles of not less than 10,000 particles / mm ² of TiN with oxides of Mg and Al, and precipitated sulfide composite particles of not less than 0 , 3 wt% Mn on 0.5 to 10 μm oxide particles containing not less than 10 particles / mm ² , the oxide particles containing not less than 10% by weight Mg.