JP2013245385A - Thick steel plate excellent in haz toughness - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、溶接熱影響部(Heat Affected Zone：以下、「ＨＡＺ」という。)の靱性に優れた厚鋼板に関する。特に、近年要求の高まっている溶接入熱量が２５０ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接を施工した場合であっても、ＨＡＺにおいて優れた靭性を有する厚鋼板に関するものである。 The present invention relates to a thick steel plate excellent in toughness of a heat affected zone (hereinafter referred to as “HAZ”). In particular, the present invention relates to a thick steel plate having excellent toughness in HAZ even when a high heat input welding having a welding heat input of 250 kJ / cm or more, which has been increasingly demanded in recent years, is applied.
建築、橋梁、造船、ラインパイプ、建設機械、海洋構造物、タンクなどの各種溶接鋼構造物に用いられる厚鋼板は、溶接部の破壊に対する安全性および信頼性を高める観点から、靱性に対する要求が年々厳しさを増しており、母材鋼板の靭性と同様に、ＨＡＺにおいてもより優れた靱性を確保することが要求されている。 Thick steel plates used in various types of welded steel structures such as architecture, bridges, shipbuilding, line pipes, construction machinery, offshore structures, tanks, etc. have demands for toughness from the viewpoint of improving safety and reliability against fracture of welds. As the toughness of the base steel plate increases, the HAZ is required to ensure better toughness as well.
ＨＡＺにおいては、溶融線に近づくほど溶接時の加熱温度は高くなり、特に溶融線近傍の１４００℃以上に加熱される領域では、オーステナイト(γ)粒が著しく粗大化してしまい、冷却後のＨＡＺ組織が粗大化して靱性が劣化する。この傾向は溶接入熱量が大きくなるほど顕著である。 In HAZ, the closer to the melting line, the higher the heating temperature during welding. In particular, in the region heated to 1400 ° C. or more near the melting line, the austenite (γ) grains become extremely coarse, and the HAZ structure after cooling. Becomes coarse and deteriorates toughness. This tendency becomes more prominent as the welding heat input increases.
一方で、この種の溶接鋼構造物の建造コストに占める溶接施工コストの割合は大きく、溶接施工コストを低減するために、高能率の溶接法が用いられるようになった。溶接施工コストを低下させるために最も有効な方法は、溶接パス数を減らすことであり、このためには溶接入熱を大きくした高能率溶接法を用いて大入熱溶接施工を行うことが望ましい。しかし、大入熱溶接を行った場合、ＨＡＺ靭性が低下することは避けられない。したがって、靭性の要求が厳しい溶接鋼構造物に対しては、入熱を制限して溶接パス数を増やし、能率と経済性を犠牲にして溶接施工せざるを得ないという問題点があった。 On the other hand, the ratio of the welding construction cost to the construction cost of this type of welded steel structure is large, and in order to reduce the welding construction cost, a highly efficient welding method has come to be used. The most effective way to reduce the welding cost is to reduce the number of welding passes. For this purpose, it is desirable to perform high heat input welding using a high efficiency welding method with increased welding heat input. . However, when high heat input welding is performed, the HAZ toughness is inevitably lowered. Therefore, for welded steel structures with severe toughness requirements, there has been a problem that the number of welding passes is limited by restricting heat input, and welding must be performed at the expense of efficiency and economy.
これらの問題を解決するため、これまでにも大入熱溶接ＨＡＺ靱性を改善するための種々の対策が実施されてきた。 In order to solve these problems, various countermeasures for improving the high heat input welding HAZ toughness have been implemented so far.
例えば、特許文献１には、微細なＴｉＮを鋼中に確保することによって、ＨＡＺのオーステナイト粒を小さくすることで、大入熱溶接ＨＡＺの靭性を向上させることができる方法が開示されている。 For example, Patent Document 1 discloses a method capable of improving the toughness of high heat input welded HAZ by securing fine TiN in the steel and reducing the austenite grains of the HAZ.
次に、特許文献２には、ＲＥＭの硫・酸化物を利用して大入熱溶接時でもＨＡＺのオーステナイト粒を小さくし、靭性を向上させる方法が開示されている。ここでは、硫・酸化物はＴｉＮのような窒化物と比べて１３５０℃以上の高温においても安定性が高いとしている。 Next, Patent Document 2 discloses a method for reducing the HAZ austenite grains and improving toughness even during high heat input welding by utilizing REM sulfur / oxide. Here, it is assumed that the sulfur / oxide is highly stable even at a high temperature of 1350 ° C. or higher as compared with a nitride such as TiN.
そして、特許文献３には、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靭性を向上させる方法が開示されている。Ｔｉ酸化物は高温で安定であることから、大入熱溶接においてもその効果が維持されるとしている。 Patent Document 3 discloses that particles of either Ti oxide or a composite of Ti oxide and Ti nitride act as ferrite transformation nuclei, thereby reducing the HAZ structure and improving toughness. A method is disclosed. Since Ti oxide is stable at high temperatures, the effect is maintained even in high heat input welding.
また、特許文献４には、溶接により、１４００℃以上に加熱される部分での旧オーステナイト粒の粗大化を防止し、靭性を確保する手法が開示されている。ここでは鋼中のsol.Ａｌ量とＯ量を規定し、鋼中に微細Ａｌ２Ｏ３を分散させることで、旧オーステナイト粒の成長を抑制し、ＨＡＺの優れた低温靭性を得ている。 Patent Document 4 discloses a method for preventing toughening of prior austenite grains in a portion heated to 1400 ° C. or higher by welding and ensuring toughness. Here, the amount of sol.Al and O in the steel is defined, and fine Al 2 O 3 is dispersed in the steel, thereby suppressing the growth of prior austenite grains and obtaining excellent low temperature toughness of HAZ.
しかし、特許文献１に記載の方法では、ＨＡＺの最高到達温度が１３５０℃を超えると、鋼中のＴｉＮが溶解してしまうため、ＴｉＮによる粒成長抑制効果（粒粗大化抑制効果）を期待できなくなり、オーステナイト粒が粗大化し、靭性が低下する。 However, in the method described in Patent Document 1, when the maximum attained temperature of HAZ exceeds 1350 ° C., TiN in the steel is dissolved, so that it is possible to expect a grain growth suppressing effect (grain coarsening suppressing effect) by TiN. The austenite grains become coarse and the toughness decreases.
次に、特許文献２に関しては、十分な数の硫・酸化物を鋼中に微細分散させることは製造上の困難が多いため、オーステナイト粒粗大化抑制効果を発現させるには至らない。 Next, with respect to Patent Document 2, it is difficult to finely disperse a sufficient number of sulfur / oxides in steel, so that it is difficult to produce an austenite grain coarsening suppressing effect.
特許文献３については、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。したがって、大入熱溶接ＨＡＺにおいて、粒内変態だけではＨＡＺ組織を微細化することは困難であり、オーステナイト粒の粗大化を阻止することができない。 In Patent Document 3, the crystal orientation of ferrite generated from intragranular transformation nuclei is not completely random, but is affected by the crystal orientation of parent phase austenite. Therefore, in the high heat input welding HAZ, it is difficult to refine the HAZ structure only by intragranular transformation, and the austenite grains cannot be prevented from becoming coarse.
そして、特許文献４では溶接入熱量を１００ｋＪ／ｃｍ程度までに制限しており、それ以上の溶接入熱量にて溶接を実施した場合、旧オーステナイト粒が粗大化する場合があった。 And in patent document 4, the welding heat input amount is restrict | limited to about 100 kJ / cm, and when the welding was implemented by the welding heat input amount beyond it, the old austenite grain might coarsen.
本発明は、このような課題に鑑みてなされたものであって、溶接入熱量が２５０ｋＪ／ｃｍ以上となる大入熱溶接を実施した場合であっても、旧オーステナイト粒の粗大化を抑制し、もって優れたＨＡＺ靭性を有する鋼を提供することを目的とする。 The present invention has been made in view of such problems, and suppresses coarsening of prior austenite grains even when high heat input welding is performed in which the heat input of welding is 250 kJ / cm or more. Accordingly, an object is to provide a steel having excellent HAZ toughness.
本発明者等は、２５０ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接したときであっても、より安定した旧オーステナイト粒粗大化抑制効果を発現し、ＨＡＺにおける靱性を確保するために、種々の検討と実験を行った。その結果、次の(a)〜(d)に示す知見を得た。 The present inventors have conducted various studies and experiments in order to develop a more stable prior austenite grain coarsening suppression effect and ensure toughness in HAZ even when high heat input welding of 250 kJ / cm or more is performed. Went. As a result, the following findings (a) to (d) were obtained.
(a) 鋼中に微細Ａｌ２Ｏ３に加えて微細ＭｎＡｌ２Ｏ４も分散させることで、大入熱ＨＡＺの旧オーステナイト粒の成長を抑制することができる。 (a) By dispersing fine MnAl 2 O 4 in addition to fine Al 2 O 3 in the steel, growth of prior austenite grains of high heat input HAZ can be suppressed.
(b) そのためには、鋼中に微細Ａｌ２Ｏ３を分散させるための酸可溶性Ａｌ（以下、「sol.Ａｌ」と略記する。）の含有量とＯ（酸素）含有量の厳密な管理に加えて、鋼中に微細ＭｎＡｌ２Ｏ４を分散させるための酸不溶性Ａｌ（以下、「sol.Ａｌ」と略記する。）の含有量も規定する必要がある。具体的には、これらの含有量をそれぞれ、sol.Ａｌ:０．０００１〜０．０００５％およびinsol.Ａｌ: ０．０００１〜０．００５％の範囲に規定する必要があることが分かった。 (b) To that end, strict control of the content of acid-soluble Al (hereinafter abbreviated as “sol.Al”) and O (oxygen) content for dispersing fine Al 2 O 3 in steel In addition to the above, it is necessary to define the content of acid-insoluble Al (hereinafter abbreviated as “sol.Al”) for dispersing fine MnAl 2 O 4 in the steel. Specifically, it has been found that these contents need to be specified in the ranges of sol.Al:0.0001 to 0.0005% and insol.Al:0.0001 to 0.005%, respectively.
(c)また、sol.Ａｌ: ０．０００１〜０．０００５％、かつ、insol.Ａｌ:０．０００１〜０．００５％の各含有量をいずれも満足する条件の下で、酸可溶性Ｍｎ（以下、「sol.Ｍｎ」と略記する。）の含有量と酸不溶性Ｍｎ（以下、「insol.Ｍｎ」と略記する。）の含有量を、それぞれ、sol.Ｍｎ：０．５〜２．０％およびinsol.Ｍｎ：０．００１〜０．０１％の範囲に制御すると、Ａｌ系酸化物上に微細なＭｎＳを析出させることができ、オーステナイト変態した直後の旧オーステナイト初期粒径の微細化効果を発現するので、旧オーステナイト粒の粗大化を抑制できることが分かった。 (c) In addition, acid-soluble Mn (under conditions satisfying the respective contents of sol.Al: 0.0001 to 0.0005% and insol.Al:0.0001 to 0.005% Hereinafter, the content of “sol.Mn” and the content of acid-insoluble Mn (hereinafter abbreviated as “insol.Mn”) are respectively sol.Mn: 0.5 to 2.0. % And insol.Mn: When controlled in the range of 0.001 to 0.01%, fine MnS can be precipitated on the Al-based oxide, and the effect of refinement of the prior austenite initial grain size immediately after austenite transformation is achieved. Therefore, it was found that coarsening of the prior austenite grains can be suppressed.
(d) さらに、微細Ａｌ２Ｏ３と微細ＭｎＡｌ２Ｏ４を所定量確保するためには、製鋼時のＳｉ脱酸を制限する必要があり、そのために、酸不溶性Ｓｉ（以下、「insol.Ｓｉ」と略記する。）の含有量を０．００１〜０．０１％に規定する必要があることが分かった。これは、insol.Ｓｉの含有量が０．０１％を超えると、Ｓｉ酸化物の生成が増加して、微細Ａｌ2Ｏ3と微細ＭｎＡｌ2Ｏ4の生成に必要なＯ（酸素）量が確保できなくなるからである。 (d) Furthermore, in order to secure a predetermined amount of fine Al 2 O 3 and fine MnAl 2 O 4 , it is necessary to limit Si deoxidation during steelmaking. For this reason, acid-insoluble Si (hereinafter “insol. It was found that the content of “Si” is abbreviated to 0.001 to 0.01%. This is because when the content of insol.Si exceeds 0.01%, the production of Si oxide increases, and the amount of O (oxygen) necessary for the production of fine Al 2 O 3 and fine MnAl 2 O 4 is reduced. This is because it cannot be secured.
本発明は、このような知見に基づいて完成したものであり、その要旨は、下記の(1)〜(5)のＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板にある。 The present invention has been completed on the basis of such findings, and the gist thereof lies in the following (1) to (5) thick steel plates having excellent HAZ toughness.
(1) 質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２５％、
sol.Ｓｉ：０．００１〜０．３％、
insol.Ｓｉ：０．００１〜０．０１％
sol. Ｍｎ：０．５〜２．０％、
insol.Ｍｎ：０．００１〜０．０１％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００１〜０．０２％、
Ｎ：０．０２％以下、
sol. Ａｌ：０．０００１〜０．０００５％、
insol.Ａｌ：０．０００１〜０．００５％、
Ｏ：０．００１〜０．００５％、
を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなることを特徴とする、溶接熱影響部の靱性に優れた厚鋼板。
(1) By mass%
C: 0.05 to 0.25%
sol.Si: 0.001 to 0.3%,
insol.Si: 0.001 to 0.01%
sol. Mn: 0.5 to 2.0%,
insol.Mn: 0.001 to 0.01%,
P: 0.03% or less,
S: 0.001 to 0.02%,
N: 0.02% or less,
sol. Al: 0.0001 to 0.0005%,
insol.Al: 0.0001 to 0.005%,
O: 0.001 to 0.005%,
A thick steel plate excellent in toughness of the weld heat affected zone, wherein the balance is Fe and impurities.
(2) さらに、質量％で、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下
のうちの１種または２種を含有することを特徴とする、上記(1)のＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板。
(2) Furthermore, in mass%,
Cu: 1.0% or less,
Ni: A thick steel plate having excellent HAZ toughness according to (1) above, which contains one or two of 1.0% or less.
(3) さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．５％以下、
Ｍｏ：０．５％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｖ：０．２％以下、
Ｂ：０．００５％以下
のうちの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)または(2)のＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板。
(3) Furthermore, in mass%,
Cr: 0.5% or less,
Mo: 0.5% or less,
Nb: 0.05% or less,
V: 0.2% or less,
B: Thick steel plate having excellent HAZ toughness according to (1) or (2) above, containing one or more of 0.005% or less.
(4) さらに、質量％で、
Ｃａ：０．００５％以下、
Ｍｇ：０．００５％以下、
ＲＥＭ：０．０５％以下
のうちの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)〜(3)のいずれかのＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板。
(4) Furthermore, in mass%,
Ca: 0.005% or less,
Mg: 0.005% or less,
REM: Thick steel plate excellent in HAZ toughness according to any one of (1) to (3) above, containing one or more of 0.05% or less.
(5) さらに、質量％で、
Ｓｎ：０．５％以下
を含有することを特徴とする、上記(1)〜(4)のいずれかのＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板。
(5) Furthermore, in mass%,
Sn: A thick steel plate excellent in HAZ toughness according to any one of (1) to (4) above, containing 0.5% or less.
(6) さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．０１％以下
を含有することを特徴とする、上記(1)〜(5)のいずれかのＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板。
(6) Furthermore, in mass%,
Ti: A thick steel plate excellent in HAZ toughness according to any one of (1) to (5) above, containing 0.01% or less.
本発明によれば、ＨＡＺの靱性に優れた鋼板を提供することができる。特に、溶接入熱量が２５０ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接を実施した場合であっても、旧オーステナイト粒の粗大化を抑制することができ、もって優れたＨＡＺ靭性を有する鋼を提供することができる。 ADVANTAGE OF THE INVENTION According to this invention, the steel plate excellent in the toughness of HAZ can be provided. In particular, even when high heat input welding with a heat input of 250 kJ / cm or more is carried out, it is possible to suppress the coarsening of prior austenite grains and to provide a steel having excellent HAZ toughness. it can.
以下、本発明に係る厚鋼板の化学組成について説明する。なお、含有量に関する「％」は、質量％を意味する。 Hereinafter, the chemical composition of the thick steel plate according to the present invention will be described. In addition, "%" regarding content means the mass%.
Ｃ：０．０５〜０．２５％
Ｃは鋼材の強度を確保するのに有効な元素であるが、その含有量が０．０５％未満ではその効果が得られない。しかし、０．２５％を超えるとＨＡＺ靭性に影響を及ぼす。したがって、Ｃの含有量は０．０５〜０．２５％とする。Ｃの含有量の好ましい下限は０．０７％であり、そして、好ましい上限は０．１５％である。
C: 0.05-0.25%
C is an element effective for securing the strength of the steel material, but if the content is less than 0.05%, the effect cannot be obtained. However, if it exceeds 0.25%, the HAZ toughness is affected. Therefore, the C content is 0.05 to 0.25%. The preferable lower limit of the C content is 0.07%, and the preferable upper limit is 0.15%.
sol.Ｓｉ：０．００１〜０．３％、insol.Ｓｉ：０．００１〜０．０１％
Ｓｉは、溶鋼の予備脱酸のために有効な元素である。酸可溶性Ｓｉ（以下、「sol.Ｓｉ」と略記する。）の含有量が０．００１％未満であると、十分な予備脱酸効果が得られないためＯが溶鋼中に過剰に残存し清浄度が低下する。そのため、sol.Ｓｉの含有量は０．００１％以上とする。一方、sol.Ｓｉの含有量が０．３％を超えると未変態γ粒がα粒とセメンタイトに分解するのを阻害し、微細な硬化相である島状マルテンサイトの生成を助長し、ＨＡＺ靭性を低下させるため、その含有量の上限を０．３％とした。
sol.Si: 0.001 to 0.3%, insol.Si: 0.001 to 0.01%
Si is an effective element for preliminary deoxidation of molten steel. If the content of acid-soluble Si (hereinafter abbreviated as “sol.Si”) is less than 0.001%, a sufficient preliminary deoxidation effect cannot be obtained, so that O remains excessively in the molten steel and is clean. The degree decreases. Therefore, the content of sol.Si is set to 0.001% or more. On the other hand, when the content of sol.Si exceeds 0.3%, the untransformed γ grains are inhibited from being decomposed into alpha grains and cementite, and the formation of island-like martensite, which is a fine hardened phase, is promoted. In order to reduce toughness, the upper limit of the content was made 0.3%.
また、insol.Ｓｉは、その含有量を０．００１〜０．０１％の範囲に制御することで、Ｓｉ系介在物を生成し、オーステナイト変態した直後の旧オーステナイト初期粒径の微細化効果を発現する。このことにより、微細Ａｌ２Ｏ３と微細ＭｎＡｌ２Ｏ４の分散による旧オーステナイト粒の粗大化抑制を助長する。しかし、insol.Ｓｉの含有量が０．００１％未満では、前記効果を得られないため、その含有量の下限を０．００１％とした。一方、insol.Ｓｉの含有量が０．０１％を超えると、Ｓｉ系介在物が凝集粗大化し、破壊の起点となる。さらに、所望のＡｌ２Ｏ３とＭｎＡｌ２Ｏ４の生成に必要なＯ量の低減を招くため、insol.Ｓｉの含有量の上限を０．０１％とした。 Moreover, insol.Si controls the content within the range of 0.001 to 0.01%, thereby generating Si inclusions and reducing the prior austenite initial grain size immediately after austenite transformation. To express. This promotes suppression of coarsening of prior austenite grains due to the dispersion of fine Al 2 O 3 and fine MnAl 2 O 4 . However, if the content of insol.Si is less than 0.001%, the above effect cannot be obtained, so the lower limit of the content is set to 0.001%. On the other hand, when the content of insol.Si exceeds 0.01%, Si-based inclusions are aggregated and coarsened, which becomes a starting point of destruction. Furthermore, the upper limit of the content of insol.Si is set to 0.01% in order to reduce the amount of O necessary for producing desired Al 2 O 3 and MnAl 2 O 4 .
sol.Ｍｎ：０．５〜２．０％、insol.Ｍｎ：０．００１〜０．０１％
Ｍｎは、強度および靭性の確保に必要な元素であるとともに、微細Ａｌ２Ｏ３とＭｎＡｌ２Ｏ４の生成を促進する主要な元素となる。
sol.Mn: 0.5 to 2.0%, insol.Mn: 0.001 to 0.01%
Mn is an element necessary for ensuring strength and toughness, and is a main element that promotes the production of fine Al 2 O 3 and MnAl 2 O 4 .
Ａｌが、sol.Ａｌ:０．０００１〜０．０００５％、かつ、insol.Ａｌ:０．０００１〜０．００５％の各含有量をいずれも満足する条件の下で、sol.Ｍｎを０．５〜２．０％の範囲に制御することで、Ａｌ系酸化物上にＭｎＳを析出し、旧オーステナイト粒の粗大化を抑制することができる。しかし、sol.Ｍｎの含有量が２．０％を超えると、焼入れ性を増大させて、溶接性およびＨＡＺ靭性を劣化するため、その上限を２．０％とする。一方、０．５％未満では強度および靭性の確保ができず、さらにＭｎＡｌ２Ｏ４の生成が不十分であるので、sol.Ｍｎの含有量の下限を０．５％とする。 Under the conditions that Al satisfies the respective contents of sol.Al:0.0001 to 0.0005% and insol.Al:0.0001 to 0.005%, sol.Mn is set to 0. By controlling in the range of 5 to 2.0%, MnS can be deposited on the Al-based oxide, and coarsening of the prior austenite grains can be suppressed. However, if the content of sol.Mn exceeds 2.0%, the hardenability is increased and the weldability and HAZ toughness are deteriorated, so the upper limit is made 2.0%. On the other hand, if the content is less than 0.5%, the strength and toughness cannot be ensured, and the production of MnAl 2 O 4 is insufficient, so the lower limit of the sol.Mn content is 0.5%.
一方、insol.Ｍｎは、その含有量を０．００１〜０．０１％の範囲に制御することで、ＭｎＳを生成し、オーステナイト変態した直後の旧オーステナイト初期粒径の微細化効果を発現する。このことにより、微細Ａｌ２Ｏ３と微細ＭｎＡｌ２Ｏ４による旧オーステナイト粒の粗大化抑制を助長する。しかし、insol.Ｍｎの含有量が０．００１％未満では、前記効果を得られないため、その下限を０．００１％とする。一方、insol.Ｍｎの含有量が０．０１％を超えると、ＭｎＳが凝集粗大化し、破壊の起点となる。さらに、所望の微細Ａｌ２Ｏ３と微細ＭｎＡｌ２Ｏ４の生成に必要なＯ量の低減を招くため、insol.Ｍｎの含有量の上限を０．０１％とする。 On the other hand, insol.Mn produces MnS by controlling its content in the range of 0.001 to 0.01%, and exhibits the effect of refining the prior austenite initial grain size immediately after austenite transformation. This promotes suppression of coarsening of the prior austenite grains by the fine Al 2 O 3 and fine MnAl 2 O 4 . However, if the content of insol.Mn is less than 0.001%, the above effect cannot be obtained, so the lower limit is made 0.001%. On the other hand, if the content of insol.Mn exceeds 0.01%, MnS becomes agglomerated and coarsened, which becomes the starting point of destruction. Furthermore, in order to reduce the amount of O necessary for producing desired fine Al 2 O 3 and fine MnAl 2 O 4 , the upper limit of the content of insol.Mn is set to 0.01%.
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは粒界偏析を起こす不可避的不純物として鋼中に存在する。０．０３％を超えると、ＨＡＺにおける粒界割れの原因となるため、母材及びＨＡＺの靭性が劣化する。したがって、その含有量は少ないほど望ましいが、経済性を考慮してＰの含有量の上限は０．０３％とする。望ましい上限は０．０１％である。
P: 0.03% or less P is present in steel as an inevitable impurity that causes grain boundary segregation. If it exceeds 0.03%, it causes grain boundary cracking in the HAZ, so that the toughness of the base material and the HAZ deteriorates. Therefore, the smaller the content, the better. However, the upper limit of the P content is set to 0.03% in consideration of economy. A desirable upper limit is 0.01%.
Ｎ：０．０２％以下
Ｎは不可避的不純物として存在する。母材靭性の低下、溶接時に希釈による溶接金属中への混入から溶接金属の靭性低下を招き、さらに溶接割れの原因となるため、Ｎの含有量の上限を０．０２％とする。
N: 0.02% or less N exists as an inevitable impurity. Lowering the base metal toughness, causing the weld metal to deteriorate due to mixing into the weld metal due to dilution during welding, and further causing weld cracking, so the upper limit of the N content is 0.02%.
Ｓ：０．００１〜０．０２％
ＳはＡｌ系酸化物上に微細なＭｎＳを析出させるために必要な元素である。Ｓが０．００１％未満では、十分なＭｎＳが形成できず、ＭｎＡｌ２Ｏ４の生成が不十分となるので、その下限を０．００１％とする。一方、Ｓの含有量が多すぎるとＭｎＳが過剰に生成して、板厚中心部に偏析し、溶接割れの起点となる。従って、その上限を０．０２％とする。望ましい上限は０．０１％である。
S: 0.001 to 0.02%
S is an element necessary for precipitating fine MnS on an Al-based oxide. If S is less than 0.001%, sufficient MnS cannot be formed, and generation of MnAl 2 O 4 becomes insufficient, so the lower limit is made 0.001%. On the other hand, when there is too much content of S, MnS will produce | generate excessively and will segregate to a plate | board thickness center part, and will become a starting point of a weld crack. Therefore, the upper limit is made 0.02%. A desirable upper limit is 0.01%.
sol.Ａｌ：０．０００１〜０．０００５％、insol.Ａｌ：０．０００１〜０．００５％
Ａｌは代表的な脱酸元素であるとともに、本発明においては旧オーステナイト粒の粗大化を抑制するためのＡｌ系酸化物を供給する重要な元素である。Ａｌは、鋼中においては固溶ＡｌやＡｌ窒化物を含むsol.Ａｌと、主にＡｌ２Ｏ３よりなるinsol.Ａｌとして、存在する。
sol.Al: 0.0001 to 0.0005%, insol.Al: 0.0001 to 0.005%
Al is a typical deoxidizing element and is an important element for supplying an Al-based oxide for suppressing coarsening of prior austenite grains in the present invention. Al exists in steel as sol.Al containing solute Al or Al nitride and insol.Al mainly composed of Al 2 O 3 .
本発明において最も重要な点はＡｌ２Ｏ３に加えてＭｎＡｌ２Ｏ４をいかに微細且つ多量に分散させるかにある。ここで、sol.ＡｌはＡｌ２Ｏ３とＭｎＡｌ２Ｏ４の微細分散に対してマイナス要因となる。すなわち、sol.Ａｌが増加して全体としてsol.Ａｌが０．０００５％を超えると、ＭｎＡｌ２Ｏ４の生成が生じず、Ａｌ２Ｏ３のみが生成することになるため、２５０ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接に耐えることのできるだけのＭｎＡｌ２Ｏ４の微細析出を確保することが困難となる。従って、sol.Ａｌの含有量の上限を０．０００５％とする。ただし、sol.Ａｌの含有量が０．０００１％未満では十分な脱酸効果が得られず、製造上問題となるため、その下限を０．０００１％とする。 The most important point in the present invention is how to disperse MnAl 2 O 4 in a fine and large amount in addition to Al 2 O 3 . Here, sol.Al becomes a negative factor for the fine dispersion of Al 2 O 3 and MnAl 2 O 4 . That is, when sol.Al increases and sol.Al exceeds 0.0005% as a whole, MnAl 2 O 4 is not generated, and only Al 2 O 3 is generated, and therefore 250 kJ / cm or more. It is difficult to ensure the fine precipitation of MnAl 2 O 4 that can withstand this large heat input welding. Therefore, the upper limit of the content of sol.Al is set to 0.0005%. However, if the content of sol.Al is less than 0.0001%, a sufficient deoxidation effect cannot be obtained, which causes a problem in production. Therefore, the lower limit is made 0.0001%.
一方、insol.ＡｌはＡｌ２Ｏ３とＭｎＡｌ２Ｏ４の微細分散を促進し、insol.Ａｌの含有量が０．０００１％未満であると、微細Ａｌ２Ｏ３と微細ＭｎＡｌ２Ｏ４の鋼中での分布が極めて粗となり、十分な旧オーステナイト粒微細化効果が得られなくなるため、insol.Ａｌの含有量の下限を０．０００１％とする。しかし、insol.Ａｌの含有量が０．００５％を超えると、全体としてＡｌ量が増加し、微細Ａｌ２Ｏ３とＭｎＡｌ２Ｏ４が凝集・粗大化し所望の旧オーステナイト粒微細化効果が得られなくなるため、insol.Ａｌの含有量の上限を０．００５％とする。 On the other hand, insol.Al promotes fine dispersion of Al 2 O 3 and MnAl 2 O 4 , and if the content of insol.Al is less than 0.0001%, fine Al 2 O 3 and fine MnAl 2 O 4 Since the distribution in steel becomes extremely coarse and a sufficient prior austenite grain refinement effect cannot be obtained, the lower limit of the content of insol.Al is made 0.0001%. However, if the content of insol.Al exceeds 0.005%, the amount of Al increases as a whole, and the fine Al 2 O 3 and MnAl 2 O 4 aggregate and coarsen to obtain the desired prior austenite grain refinement effect. Therefore, the upper limit of the content of insol.Al is set to 0.005%.
Ｏ：０．００１〜０．００５％
Ｏ（酸素）は、鋼の清浄度の観点から、低い方が望ましい。しかし、所望のＡｌ２Ｏ３とＭｎＡｌ２Ｏ４を得る必要があるため、その下限を０．００１％とする。一方、Ｏ量が増加すると鋼の清浄度を低下させるだけでなく、Ａｌ２Ｏ３とＭｎＡｌ２Ｏ４の凝集粗大化を招き、所望の粒度のＡｌ系酸化物を得られなくなる。したがって、その上限を０．００５％とする。
O: 0.001 to 0.005%
A lower O (oxygen) is desirable from the viewpoint of the cleanliness of the steel. However, since it is necessary to obtain desired Al 2 O 3 and MnAl 2 O 4 , the lower limit is made 0.001%. On the other hand, when the amount of O increases, not only the cleanliness of the steel is lowered, but also Al 2 O 3 and MnAl 2 O 4 are agglomerated and coarsened, and an Al-based oxide having a desired particle size cannot be obtained. Therefore, the upper limit is made 0.005%.
本発明に係る鋼板は、上記の元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。ここで、不可避的不純物とは、鋼板を工業的に製造する際に鉱石やスクラップ等のような原料をはじめとして製造工程の種々の要因によって混入する成分を意味する。 The steel sheet according to the present invention contains the above elements, with the balance being Fe and inevitable impurities. Here, the inevitable impurities mean components that are mixed due to various factors in the manufacturing process including raw materials such as ore and scrap when industrially manufacturing steel sheets.
本発明に係る鋼板には、必要に応じて、次の第１群から第５群のうちの少なくとも１群の中から選んだ１種または２種以上の元素を含有させることができる。
(1) 第１群：ＣｕおよびＮｉのうちの１種または２種、
(2) 第２群：Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、ＶおよびＢのうちの１種または２種以上、
(3) 第３群:Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭのうちの１種または２種以上、
(4) 第４群:Ｓｎ、
(5) 第５群:Ｔｉ。
The steel sheet according to the present invention may contain one or more elements selected from at least one of the following first group to fifth group as necessary.
(1) First group: one or two of Cu and Ni,
(2) Second group: one or more of Cr, Mo, Nb, V and B,
(3) Group 3: one or more of Ca, Mg and REM,
(4) Group 4: Sn,
(5) Group 5: Ti.
(1) 第１群：ＣｕおよびＮｉのうち１種または２種
第１群の元素であるＣｕおよびＮｉは強度と靭性を向上させる作用を有するので、必要に応じて、いずれかまたは両方を含有させることができる。以下、第１群の元素について詳しく説明する。
(1) First group: one or two of Cu and Ni Since the elements of the first group, Cu and Ni, have the effect of improving strength and toughness, either or both are contained as required. Can be made. Hereinafter, the elements of the first group will be described in detail.
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕを含有させると、母材の強度と靭性を向上させることができる。しかし、その含有量が１．０％を超えると、逆に母材の強度と靭性を低下させる。したがって、Ｃｕの含有量は１．０％以下とする。Ｃｕの含有量の好ましい上限は０．７％である。なお、Ｃｕによる効果を得たい場合には、Ｃｕを０．１％以上含有させることが好ましく、０．２％以上含有させることがより好ましい。
Cu: 1.0% or less When Cu is contained, the strength and toughness of the base material can be improved. However, if the content exceeds 1.0%, the strength and toughness of the base material are reduced. Therefore, the Cu content is 1.0% or less. The upper limit with preferable content of Cu is 0.7%. In addition, when acquiring the effect by Cu, it is preferable to contain 0.1% or more of Cu, and it is more preferable to contain 0.2% or more.
Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは、Ｃｕと同様に、母材の強度と靭性を確保するために有効な元素である。しかし、Ｎｉの含有量が１．０％を超えると、逆に母材の強度と靭性を低下させる。したがって、Ｎｉの含有量は１．０％以下とする。Ｎｉの含有量の好ましい上限は０．７％である。なお、Ｎｉによる効果を得たい場合には、Ｎｉを０．１％以上含有させることが好ましく、０．２％以上含有させることがより好ましい。
Ni: 1.0% or less Ni, like Cu, is an effective element for ensuring the strength and toughness of the base material. However, if the Ni content exceeds 1.0%, the strength and toughness of the base material are conversely reduced. Therefore, the Ni content is 1.0% or less. The upper limit with preferable Ni content is 0.7%. In addition, when obtaining the effect by Ni, it is preferable to contain 0.1% or more of Ni, and it is more preferable to contain 0.2% or more.
第１群の元素であるＣｕとＮｉを共存させると、ＣｕまたはＮｉを単独で多量に含有させることによる過度の焼入れ性上昇を回避し、ＨＡＺ靭性および溶接性への悪影響を最小限に抑制できるので、所望の強度と靭性のバランスをとりやすくなる。この場合、ＣｕとＮｉの合計含有量を２．０％以下に制御することが望ましい。 Coexistence of Cu and Ni, which are elements of the first group, can avoid an excessive increase in hardenability by containing a large amount of Cu or Ni alone, and can minimize adverse effects on HAZ toughness and weldability. Therefore, it becomes easy to balance desired strength and toughness. In this case, it is desirable to control the total content of Cu and Ni to 2.0% or less.
(2) 第２群：Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、ＶおよびＢのうちの１種または２種以上
第２群の元素であるＣｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、ＶおよびＢはいずれも鋼材の焼入れ性を増加させ、強度を確保する作用を有するので、必要に応じて、これらの元素のうち１種または２種以上を含有させることができる。以下、第２群の元素について詳しく説明する。
(2) Second group: one or more of Cr, Mo, Nb, V and B The second group of elements Cr, Mo, Nb, V and B all increase the hardenability of steel. Therefore, one or more of these elements can be contained as necessary. Hereinafter, the second group of elements will be described in detail.
Ｃｒ：０．５％以下
Ｃｒは、鋼材の焼入れ性を増加させ、強度を確保するために有効である。一方、Ｃｒの含有量が０．５％を超えると、母材およびＨＡＺ靭性の劣化を招くと共に溶接低温割れが発生するので、Ｃｒ含有量は０．５％以下とする。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．４％である。なお、Ｃｒによる効果を得たい場合には、Ｃｒの含有量を０．１％以上とするのが好ましく、０．２％以上とするのがより好ましい。
Cr: 0.5% or less Cr is effective for increasing the hardenability of the steel material and ensuring the strength. On the other hand, if the Cr content exceeds 0.5%, the base metal and the HAZ toughness are deteriorated and weld cold cracking occurs, so the Cr content is 0.5% or less. The upper limit with preferable Cr content is 0.4%. When it is desired to obtain the effect of Cr, the Cr content is preferably 0.1% or more, and more preferably 0.2% or more.
Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏは、Ｃｒと同様に、鋼材の焼入れ性を増加させ、強度を確保するために有効である。一方、Ｍｏの含有量が０．５％を超えると、母材およびＨＡＺ靭性の劣化を招くと共に溶接低温割れが発生するので、Ｍｏ含有量は０．５％以下とする。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．４％である。なお、Ｍｏによる効果を得たい場合には、Ｍｏの含有量を０．１％以上とするのが好ましく、０．２％以上とするのがより好ましい。
Mo: 0.5% or less Mo, like Cr, is effective for increasing the hardenability of the steel material and ensuring the strength. On the other hand, if the Mo content exceeds 0.5%, the base metal and the HAZ toughness are deteriorated and weld cold cracking occurs, so the Mo content is set to 0.5% or less. The upper limit with preferable Mo content is 0.4%. In addition, when acquiring the effect by Mo, it is preferable to make Mo content into 0.1% or more, and it is more preferable to set it as 0.2% or more.
Ｎｂ：０．０５％以下
Ｎｂは、Ｃｒと同様に、鋼材の焼入れ性を増加させ、強度を確保するために有効である。一方、Ｎｂの含有量が０．０５％を超えると、母材およびＨＡＺ靭性の劣化を招くと共に溶接低温割れが発生するので、Ｎｂ含有量は０．０５％以下とする。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０４％である。なお、Ｎｂによる効果を得たい場合には、Ｎｂの含有量を０．００５％以上とするのが好ましく、０．００８％以上とするのがより好ましい。
Nb: 0.05% or less Nb is effective for increasing the hardenability of the steel material and ensuring the strength, similarly to Cr. On the other hand, if the Nb content exceeds 0.05%, the base metal and the HAZ toughness are deteriorated and weld cold cracking occurs. Therefore, the Nb content is set to 0.05% or less. The upper limit with preferable Nb content is 0.04%. In addition, when obtaining the effect by Nb, the Nb content is preferably 0.005% or more, and more preferably 0.008% or more.
Ｖ：０．２％以下
Ｖは、Ｃｒと同様に、鋼材の焼入れ性を増加させ、強度を確保するために有効である。一方、Ｖの含有量が０．２％を超えると、母材およびＨＡＺ靭性の劣化を招くと共に溶接低温割れが発生するので、Ｖ含有量は０．２％以下とする。なお、Ｖによる効果を得たい場合には、Ｖの含有量を０．０２％以上とするのが好ましい。
V: 0.2% or less V, like Cr, is effective for increasing the hardenability of the steel material and ensuring the strength. On the other hand, if the V content exceeds 0.2%, the base metal and the HAZ toughness are deteriorated and weld cold cracking occurs. Therefore, the V content is set to 0.2% or less. In addition, when obtaining the effect by V, it is preferable to make content of V 0.02% or more.
Ｂ：０．００５％以下
Ｂは、Ｃｒと同様に、鋼材の焼入れ性を増加させ、強度を確保するために有効である。一方、Ｂの含有量が０．００５％を超えると、母材およびＨＡＺ靭性の劣化を招くと共に溶接低温割れが発生するので、Ｂ含有量は０．００５％以下とする。なお、Ｂによる効果を得たい場合には、Ｂの含有量を０．００１％以上とするのが好ましい。
B: 0.005% or less B, like Cr, is effective for increasing the hardenability of the steel material and ensuring the strength. On the other hand, if the B content exceeds 0.005%, the base metal and the HAZ toughness are deteriorated and weld cold cracking occurs. Therefore, the B content is set to 0.005% or less. In addition, when obtaining the effect by B, it is preferable to make B content 0.001% or more.
第２群の元素を２種以上含有させると、それぞれの元素を単独で多量に含有させることによる過度の焼入れ性上昇を回避し、ＨＡＺ靭性および溶接性への悪影響を最小限に抑制できるので、所望の強度と靭性のバランスをとりやすくなる。この場合、それらの元素の合計含有量を１．０％以下に制御することが望ましい。 When two or more elements of the second group are contained, excessive hardenability increase due to containing a large amount of each element alone can be avoided, and adverse effects on HAZ toughness and weldability can be minimized. It becomes easy to balance desired strength and toughness. In this case, it is desirable to control the total content of these elements to 1.0% or less.
(3) 第３群:Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭのうちの１種または２種以上
第３群の元素であるＣａ、ＭｇおよびＲＥＭはいずれも硫化物の形態を制御し、熱間加工性を増加させ、低温靭性を確保する作用を有するので、必要に応じて、これらの元素のうち１種または２種以上を含有させることができる。以下、第３群の元素について詳しく説明する。
(3) Group 3: One or more of Ca, Mg and REM The elements of Group 3, Ca, Mg and REM all control the form of sulfides and increase hot workability Therefore, one or more of these elements can be contained as necessary. Hereinafter, the elements of the third group will be described in detail.
Ｃａ：０．００５％以下
Ｃａは、硫化物の形態を制御し、熱間加工性を増加させ、低温靭性を確保するために有効である。一方、Ｃａの含有量が０．００５％を超えると、大型介在物やクラスターを生成して鋼の清浄度を害するので、Ｃａ含有量は０．００５％以下とする。なお、Ｃａによる効果を得たい場合には、Ｃａの含有量を０．００１％以上とするのが好ましい。
Ca: 0.005% or less Ca is effective for controlling the form of sulfide, increasing hot workability, and ensuring low temperature toughness. On the other hand, if the Ca content exceeds 0.005%, large inclusions and clusters are generated to impair the cleanliness of the steel, so the Ca content is set to 0.005% or less. In addition, when acquiring the effect by Ca, it is preferable to make content of Ca 0.001% or more.
Ｍｇ：０．００５％以下
Ｍｇは、Ｃａと同様に、硫化物の形態を制御し、熱間加工性を増加させ、低温靭性を確保するために有効である。一方、Ｍｇの含有量が０．００５％を超えると、大型介在物やクラスターを生成して鋼の清浄度を害するので、Ｍｇ含有量は０．００５％以下とする。なお、Ｍｇによる効果を得たい場合には、Ｍｇの含有量を０．００１％以上とするのが好ましい。
Mg: 0.005% or less Like Ca, Mg is effective for controlling the form of sulfide, increasing hot workability, and ensuring low temperature toughness. On the other hand, if the Mg content exceeds 0.005%, large inclusions and clusters are generated to impair the cleanliness of the steel, so the Mg content is set to 0.005% or less. In addition, when obtaining the effect by Mg, it is preferable to make Mg content 0.001% or more.
ＲＥＭ：０．０５％以下
ＲＥＭは、Ｃａと同様に、硫化物の形態を制御し、熱間加工性を増加させ、低温靭性を確保するために有効である。一方、ＲＥＭの含有量が０．０５％を超えると、大型介在物やクラスターを生成して鋼の清浄度を害するので、ＲＥＭ含有量は０．０５％以下とする。なお、ＲＥＭによる効果を得たい場合には、ＲＥＭの含有量を０．０１％以上とするのが好ましい。ここで、ＲＥＭとは、ランタノイドの１５元素にＹおよびＳｃを合わせた１７元素の総称であり、これらの元素のうちの１種または２種以上を含有させることができる。ＲＥＭの混合体であるミッシュメタルを添加することでＲＥＭを含有させてもよい。なお、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。
REM: 0.05% or less REM, like Ca, is effective for controlling the form of sulfide, increasing hot workability, and ensuring low temperature toughness. On the other hand, if the REM content exceeds 0.05%, large inclusions and clusters are generated and the cleanliness of the steel is impaired, so the REM content is set to 0.05% or less. In addition, when obtaining the effect by REM, it is preferable to make content of REM 0.01% or more. Here, REM is a general term for 17 elements in which Y and Sc are combined with 15 elements of lanthanoid, and one or more of these elements can be contained. REM may be contained by adding misch metal which is a mixture of REM. Note that the content of REM means the total content of these elements.
第３群の元素を２種以上含有させると、それぞれの元素を単独で多量に含有させることによる過度の焼入れ性上昇を回避し、ＨＡＺ靭性および溶接性への悪影響を最小限に抑制できるので、所望の強度と靭性のバランスをとりやすくなる。この場合、それらの元素の合計含有量を０．０５％以下に制御することが望ましい。 When two or more elements of the third group are contained, an excessive increase in hardenability caused by containing each element alone in large amounts can be avoided, and adverse effects on HAZ toughness and weldability can be minimized. It becomes easy to balance desired strength and toughness. In this case, it is desirable to control the total content of these elements to 0.05% or less.
(4) 第４群:Ｓｎ
第４群の元素であるＳｎは耐食性を改善する作用を有するので、必要に応じて、含有させることができる。以下、詳しく説明する。
(4) Group 4: Sn
Sn, which is an element of the fourth group, has an effect of improving corrosion resistance, and can be contained as necessary. This will be described in detail below.
Ｓｎ：０．５％以下
Ｓｎは耐食性を改善するために有効である。一方、Ｓｎの含有量が０．５％を超えると、母材および熱影響部靭性が低下するので、Ｓｎの含有量は０．５％以下とする。Ｓｎの好ましい含有量は０．４％以下である。なお、Ｓｎの効果を得たい場合には、Ｓｎの含有量を０．００２％以上とするのが好ましく、０．０５％以上とするのがより好ましい。
Sn: 0.5% or less Sn is effective for improving the corrosion resistance. On the other hand, if the Sn content exceeds 0.5%, the base material and the heat-affected zone toughness deteriorate, so the Sn content is 0.5% or less. The preferable content of Sn is 0.4% or less. In addition, when obtaining the effect of Sn, the Sn content is preferably 0.002% or more, and more preferably 0.05% or more.
(5) 第５群:Ｔｉ。
第５群の元素であるＴｉは、窒化物を生成し、鋼中の固溶Ｎ量を低減するとともに析出したＴｉＮはＨＡＺでの旧オーステナイト粒の粗大化を抑制する作用を有するので、必要に応じて、含有させることができる。以下、詳しく説明する。
(5) Group 5: Ti.
Ti, which is an element of the fifth group, produces nitrides, reduces the amount of solute N in the steel, and precipitated TiN has an action of suppressing the coarsening of the prior austenite grains in the HAZ. Accordingly, it can be contained. This will be described in detail below.
Ｔｉ：０．０１％以下
ＴｉはＮと反応してＴｉＮを生成するので、鋼中の固溶Ｎ量を低減する。また、析出したＴｉＮはピン止め効果で熱間圧延前のスラブ加熱時の母材および大入熱溶接時のＨＡＺでの旧オーステナイト粒の粗大化を抑制し、母材およびＨＡＺ靭性の向上に寄与する。一方、Ｔｉの含有量が０．０１％を超えると、微細Ａｌ２Ｏ３と微細ＭｎＡｌ２Ｏ４の生成に必要なＯ（酸素）含有量の低減を招くため、ピン止め効果が低減しＨＡＺ靭性が低下するので、Ｔｉの含有量は０．０１％以下とする。なお、Ｔｉの効果を得たい場合には、Ｔｉの含有量を０．００２％以上とするのが好ましい。
Ti: 0.01% or less Since Ti reacts with N to produce TiN, the amount of dissolved N in the steel is reduced. In addition, the precipitated TiN suppresses the coarsening of the prior austenite grains in the base metal during slab heating before hot rolling and HAZ during high heat input welding due to the pinning effect, contributing to the improvement of the base metal and HAZ toughness To do. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.01%, the O (oxygen) content necessary for producing fine Al 2 O 3 and fine MnAl 2 O 4 is reduced, so that the pinning effect is reduced and HAZ is reduced. Since toughness decreases, the Ti content is set to 0.01% or less. In order to obtain the effect of Ti, the Ti content is preferably set to 0.002% or more.
表１に示す３９種類の化学組成を有する試験鋼から連続鋳造法によりスラブを作製し、このスラブを複数枚重ねることにより脱水素を行った。その後、加熱炉に装入して１１５０〜１２００℃まで加熱した後、スラブを加熱炉から取り出し、生成したスケールに高圧水をかけて完全に除去し、続けてスラブを１パスあたり５％以上の圧下量で圧延して厚さ５５ｍｍの厚鋼板とした。圧延後の鋼材の温度が８００〜９００℃程度に低下した後、続いて５℃/秒以上の冷却温度で４００〜５００℃まで水冷した。このような工程を経て得た厚鋼板から機械加工により板両面を５ｍｍずつ切削して、厚さ５５ｍｍの平滑な鋼板とした。 Slabs were produced from test steels having 39 kinds of chemical compositions shown in Table 1 by a continuous casting method, and dehydrogenation was performed by stacking a plurality of slabs. Then, after charging in a heating furnace and heating to 1150-1200 ° C., the slab is removed from the heating furnace, and the generated scale is completely removed by applying high-pressure water, and then the slab is 5% or more per pass. The steel sheet was rolled with a reduction amount to a thickness of 55 mm. After the temperature of the steel material after rolling dropped to about 800 to 900 ° C, it was subsequently water cooled to 400 to 500 ° C at a cooling temperature of 5 ° C / second or more. From the thick steel plate obtained through such steps, both sides of the plate were cut by 5 mm by machining to obtain a smooth steel plate having a thickness of 55 mm.
このようにして得た各厚鋼板について、側面の一方を１０°に加工し、２枚の鋼板を突き合わせることにより、２０°Ｖ開先としてエレクトロスラグ溶接を実施した。溶接入熱は３００ｋＪ／ｃｍ、ワイヤはＤＷＳ−１ＬＧ、電流４００Ａ、電圧４２Ｖ、溶接速度は３．４ｃｍ／ｍｉｎとした。 Each thick steel plate thus obtained was subjected to electroslag welding with a 20 ° V groove by processing one of the side surfaces to 10 ° and butting the two steel plates. The welding heat input was 300 kJ / cm, the wire was DWS-1LG, the current was 400 A, the voltage was 42 V, and the welding speed was 3.4 cm / min.
溶接後に、ＨＡＺ再現熱サイクル試験装置にて１４４０℃で１０秒保持する測定条件により、ＨＡＺ１ｍｍでの平均旧オーステナイト（γ）粒径を調査した。この平均旧オーステナイト（γ）粒径の目標値は２００μｍ以下であり、この目標を満足する場合を表２に「○」で示した。一方、この目標値を満足しない場合（すなわち、２００μｍを超える場合）を表２に「×」で示した。 After welding, the average prior austenite (γ) particle size at 1 mm of HAZ was investigated under the measurement conditions of holding at 1440 ° C. for 10 seconds with a HAZ reproducible thermal cycle test apparatus. The target value of the average prior austenite (γ) particle size is 200 μm or less, and cases where this target is satisfied are indicated by “◯” in Table 2. On the other hand, the case where the target value is not satisfied (that is, the case where it exceeds 200 μm) is indicated by “x” in Table 2.
また、溶接後に、ＨＡＺにJIS４号に基づいてノッチを形成した試験片を作成し、JISZ2242金属シャルピー衝撃試験方法に基づいて試験を行うことによって、靱性を調査した。このシャルピー衝撃値(vE-30)の目標値は、試験温度−３０℃での吸収エネルギー値が７０Ｊ以上であり、この目標値を満足する場合を表２に「○」で示した。一方、この目標値を満足しない場合（すなわち、７０J未満の場合）を表２に「×」で示した。 Further, after welding, a test piece in which a notch was formed in HAZ based on JIS No. 4 was prepared, and the toughness was investigated by conducting a test based on the JIS Z2242 metal Charpy impact test method. The target value of the Charpy impact value (vE -30 ) is an absorption energy value at a test temperature of −30 ° C. of 70 J or more. A case where this target value is satisfied is indicated by “◯” in Table 2. On the other hand, the case where this target value is not satisfied (that is, the case where it is less than 70 J) is indicated by “x” in Table 2.
表２より、本発明に係る化学組成の範囲内にある本発明鋼（鋼No.１〜２８）は、いずれも平均旧オーステナイト粒径が２００μｍ以下に抑制されており、さらに旧オーステナイト粒微細化効果によりシャルピー衝撃値(vE-30)は、いずれも７０Ｊ以上であり、優れたＨＡＺ靭性を示すことが分かる。 From Table 2, the steels of the present invention (steel Nos. 1 to 28) within the range of the chemical composition according to the present invention all have an average prior austenite grain size suppressed to 200 μm or less, and further refine the prior austenite grain. It can be seen that the Charpy impact value (vE -30 ) is 70 J or more due to the effect, and exhibits excellent HAZ toughness.
これに対して、本発明に係る化学組成の範囲外にある比較鋼（鋼No.２９〜３９）は、いずれも平均旧オーステナイト粒径が２００μｍを超えていて粗大化しており、シャルピー衝撃値(vE-30)は、いずれも７０Ｊ未満であり、ＨＡＺ靱性が劣ることが分かる。 On the other hand, all the comparative steels (steel Nos. 29 to 39) outside the range of the chemical composition according to the present invention have a mean old austenite grain size exceeding 200 μm and are coarse, and Charpy impact value ( vE -30 ) is less than 70 J, indicating that the HAZ toughness is inferior.
本発明に係る厚鋼板は、溶接入熱量が２５０ｋＪ／ｃｍ以上となる大入熱溶接を実施した場合であっても、旧オーステナイト粒の粗大化を抑制し、もって優れたＨＡＺ靭性を有するので、重要構造物に用いることができる。 The thick steel plate according to the present invention suppresses the coarsening of the prior austenite grains and has excellent HAZ toughness even when the high heat input welding with a welding heat input of 250 kJ / cm or more is performed. Can be used for important structures.
Claims (6)
Ｃ：０．０５〜０．２５％、
sol.Ｓｉ：０．００１〜０．３％、
insol.Ｓｉ：０．００１〜０．０１％
sol.Ｍｎ：０．５〜２．０％、
insol.Ｍｎ：０．００１〜０．０１％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００１〜０．０２％、
Ｎ：０．０２％以下、
sol.Ａｌ：０．０００１〜０．０００５％、
insol.Ａｌ：０．０００１〜０．００５％、
Ｏ：０．００１〜０．００５％、
を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなることを特徴とする、溶接熱影響部の靱性に優れた厚鋼板。 % By mass
C: 0.05 to 0.25%
sol.Si: 0.001 to 0.3%,
insol.Si: 0.001 to 0.01%
sol.Mn: 0.5 to 2.0%,
insol.Mn: 0.001 to 0.01%,
P: 0.03% or less,
S: 0.001 to 0.02%,
N: 0.02% or less,
sol.Al: 0.0001 to 0.0005%,
insol.Al: 0.0001 to 0.005%,
O: 0.001 to 0.005%,
A thick steel plate excellent in toughness of the weld heat affected zone, wherein the balance is Fe and impurities.
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下
のうちの１種または２種を含有することを特徴とする、請求項１に記載のＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板。 Furthermore, in mass%,
Cu: 1.0% or less,
The thick steel plate excellent in HAZ toughness according to claim 1, characterized by containing one or two of Ni: 1.0% or less.
Ｃｒ：０．５％以下、
Ｍｏ：０．５％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｖ：０．２％以下、
Ｂ：０．００５％以下
のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載のＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板。 Furthermore, in mass%,
Cr: 0.5% or less,
Mo: 0.5% or less,
Nb: 0.05% or less,
V: 0.2% or less,
B: Thick steel plate excellent in HAZ toughness according to claim 1 or 2, characterized by containing one or more of 0.005% or less.
Ｃａ：０．００５％以下、
Ｍｇ：０．００５％以下、
ＲＥＭ：０．０５％以下
のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１から３までのいずれかに記載のＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板。 Furthermore, in mass%,
Ca: 0.005% or less,
Mg: 0.005% or less,
The thick steel plate excellent in HAZ toughness according to any one of claims 1 to 3, characterized by containing one or more of REM: 0.05% or less.
Ｓｎ：０．５％以下
を含有することを特徴とする、請求項１から４までのいずれかに記載のＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板。 Furthermore, in mass%,
Sn: 0.5% or less is contained, The thick steel plate excellent in HAZ toughness in any one of Claim 1 to 4 characterized by the above-mentioned.
Ｔｉ：０．０１％以下
を含有することを特徴とする、上記(1)〜(5)のいずれかのＨＡＺ靱性に優れた厚鋼板。 Furthermore, in mass%,
Ti: A thick steel plate excellent in HAZ toughness according to any one of (1) to (5) above, containing 0.01% or less.
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