JP3782645B2

JP3782645B2 - High strength steel for super large heat input welding

Info

Publication number: JP3782645B2
Application number: JP2000184986A
Authority: JP
Inventors: 学星野; 直樹斎藤; 龍治植森; 年道長尾
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2000-06-20
Filing date: 2000-06-20
Publication date: 2006-06-07
Anticipated expiration: 2020-06-20
Also published as: JP2002003986A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は高層建築等のボックス柱の組み立てで適用されるエレクトロスラグ溶接、あるいは、造船・橋梁等で適用されるエレクトロガス溶接などの超大入熱溶接における熱影響部（以下、ＨＡＺと称する）靭性に優れた溶接用高張力鋼に関するものである。特に、入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上で、例えば７５０〜１５００ｋＪ／ｃｍ程度でも優れたＨＡＺ靭性を有するものである。
【０００２】
【従来の技術】
最近の建築構造物の高層化に伴い、鋼製柱が大型化し、これに使用される鋼材の板厚も増してきた。このような大型の鋼製柱を溶接で組み立てる際に、高能率で溶接することが必要であり、極厚鋼板を１パスで溶接できるエレクトロスラグ溶接が広く適用されるようになってきている。また、造船・橋梁分野においても板厚が２５ｍｍ程度以上の鋼板を１パスで溶接するエレクトロガス溶接が広く適用されるようになってきた。典型的な入熱の範囲は２００〜１５００ｋＪ／ｃｍであり、このような超大入熱溶接ではサブマージアーク溶接などの大入熱溶接（入熱は２００ｋＪ／ｃｍ未満）とは異なり、溶接融合線（ＦＬ）付近やＨＡＺが受ける熱履歴において１３５０℃以上の高温滞留時間が極めて長くなり（超大入熱溶接では大入熱溶接の数倍〜数十倍長時間滞留する）、オーステナイト粒の粗大化が極めて顕著であり、ＨＡＺの靭性を確保することが困難であった。最近の大地震を契機として建築構造物の信頼性確保が急務の課題であり、このような超大入熱溶接ＨＡＺ部の靭性向上を達成することは極めて重要な課題である。
【０００３】
従来から大入熱溶接ＨＡＺ部の靭性向上に関しては以下に示すように多くの知見・技術があるが、上記の通り、超大入熱溶接と大入熱溶接とではＨＡＺが受ける熱履歴、特に、１３５０℃以上における滞留時間が大きく異なるために、大入熱溶接ＨＡＺ靭性向上技術を単純に本発明の対象分野に適用することはできない。
【０００４】
従来の大入熱溶接ＨＡＺ靭性向上は大きく分類すると主に二つの基本技術に基づいたものであった。その一つは鋼中粒子によるピン止め効果を利用したオーステナイト粒粗大化防止技術であり、他の一つはオーステナイト粒内フェライト変態利用による有効結晶粒微細化技術である。
【０００５】
「鉄と鋼」、第６１年（１９７５）第１１号には、各種の鋼中窒化物・炭化物についてオーステナイト粒成長抑制効果を検討し、Ｔｉを添加した鋼ではＴｉＮの微細粒子が鋼中に生成し、大入熱溶接ＨＡＺにおけるオーステナイト粒成長を効果的に抑制する技術が開示されている。
【０００６】
特開昭６０−１８４６６３号公報には、Ａｌを０．０４〜０．１０％、Ｔｉを０．００２〜０．０２％、さらに、希土類元素（ＲＥＭ）を０．００３〜０．０５％含有する鋼において、入熱が１５０ｋＪ／ｃｍの大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上させる技術が開示されている。これは、ＲＥＭが硫・酸化物を形成して大入熱溶接時にＨＡＺ部の粗粒化を防止する作用を有するためである。
【０００７】
特開昭６０−２４５７６８号公報には、粒子径が０．１〜３．０μｍ、粒子数が５×１０³〜１×１０⁷個／ｍｍ³のＴｉ酸化物、あるいはＴｉ酸化物とＴｉ窒化物との複合体のいずれかを含有する鋼では、入熱が１００ｋＪ／ｃｍの大入熱溶接ＨＡＺ内でこれら粒子がフェライト変態核として作用することによりＨＡＺ組織が微細化してＨＡＺ靭性を向上できる技術が開示されている。
【０００８】
特開平２−２５４１１８号公報には、ＴｉとＳを適量含有する鋼において大入熱溶接ＨＡＺ組織中にＴｉＮとＭｎＳの複合析出物を核として粒内フェライトが生成し、ＨＡＺ組織を微細化することによりＨＡＺ靭性の向上が図れる技術が開示されている。
【０００９】
特開昭６１−２５３３４４号公報には、Ａｌを０．００５〜０．０８％、Ｂを０．０００３〜０．００５０％含み、さらに、Ｔｉ、Ｃａ、ＲＥＭのうち少なくとも１種以上を０．０３％以下含む鋼は大入熱溶接ＨＡＺで未溶解のＲＥＭ・Ｃａの酸化・硫化物あるいはＴｉＮを起点として冷却過程でＢＮを形成し、これからフェライトが生成することにより大入熱ＨＡＺ靭性が向上する技術が開示されている。
【００１０】
特開平９−１５７７８７号公報には、Ｍｇ含有酸化物を１平方ｍｍあたり４０，０００〜１００，０００個含み、且つ、粒子径が０．２０〜５．０μｍのＴｉ含有酸化物とＭｎＳからなる複合体を１平方ｍｍあたり２０〜４００個含む鋼では、オーステナイト粒成長抑制と粒内フェライト変態促進により超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上できる技術が開示されている。
【００１１】
特開平１１−２８６７４３号公報には、粒子径が０．００５〜０．５μｍのＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ、Ｓ）の２種以上を含む鋼では、これらの微細粒子によるオーステナイト粒成長抑制により超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上できる技術が開示されている。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】
「鉄と鋼」、第６１年（１９７５）第１１号に開示されている技術はＴｉＮをはじめとする窒化物を利用してオーステナイト粒成長抑制を図るものであり、大入熱溶接では効果が発揮されるが、本発明が対象とする超大入熱溶接では１３５０℃以上の滞留時間が極めて長いために、ほとんどのＴｉＮは固溶し、粒成長抑制の効果を失う。従って、この技術を本発明が目的とする超大入熱溶接ＨＡＺの靭性には適用できない。
【００１３】
特開昭６０−１８４６６３号公報に開示された技術はＲＥＭの硫化・酸化物を利用して大入熱溶接時にＨＡＺ部の粗粒化を防止するものである。硫化・酸化物は窒化物に比べて１３５０℃以上の高温における安定性は高いので、粒成長抑制効果は維持される。しかしながら、硫・酸化物を微細に分散させることは困難である。硫・酸化物の個数密度が低いために、個々の粒子のピン止め効果は維持されるとしても超大入熱溶接ＨＡＺのオーステナイト粒径を小さくすることには限度があり、これだけで靭性向上をはかることはできない。
【００１４】
特開昭６０−２４５７６８号公報に記載された技術はＴｉ酸化物、あるいはＴｉ酸化物とＴｉ窒化物との複合体のいずれかの粒子がフェライト変態核として作用することによりＨＡＺ組織を微細化させてＨＡＺ靭性を向上させるものであり、Ｔｉ酸化物の高温安定性を考慮すると超大入熱溶接においてもその効果は維持される。しかしながら、粒内変態核から生成するフェライトの結晶方位は全くランダムというわけではなく、母相オーステナイトの結晶方位の影響を受ける。従って、超大入熱溶接でオーステナイト粒が粗大化する場合には粒内変態だけでＨＡＺ組織を微細化することには限度がある。
【００１５】
特開平２−２５４１１８号公報に開示された技術は、ＴｉＮ−ＭｎＳ複合析出物からフェライトを変態させるものであり、大入熱溶接のように１３５０℃以上の滞留時間が比較的短い場合には効果を発揮するが、エレクトロスラグあるいはエレクトロガス溶接のような超大入熱溶接においては１３５０℃以上の滞留時間が長く、この間に多くのＴｉＮは固溶してしまうためにフェライト変態核が消失し、その効果が十分には発揮できない。
【００１６】
特開昭６１−２５３３４４号公報に開示された技術は、ＲＥＭ・Ｃａの酸化・硫化物あるいはＴｉＮ上にＢＮを形成し、これからフェライトを生成させることによりＨＡＺ組織を微細化するものであり、超大入熱溶接においても同様な効果は期待できる。しかしながら、ＲＥＭ・Ｃａの酸化・硫化物の個数を増加させることは困難であり、しかもＴｉＮは固溶してフェライト変態だけでは超大入熱溶接ＨＡＺの靭性向上には限度がある。
【００１７】
特開平９−１５７７８７号公報に開示された技術は本発明者らによるものであり、０．０１〜０．２０μｍの微細なＭｇ含有酸化物によるオーステナイト粒成長抑制と０．２０〜５．０μｍのＴｉ含有酸化物とＭｎＳからなる複合体による粒内フェライト変態促進により超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上できる。しかしながら、Ｔｉ含有酸化物の生成にはＡｌ量を０．００５％以下に抑制する必要があり、従来のＡｌ添加鋼の利点を損なう。すなわち、従来のＡｌ量が０．０１０〜０．５％程度のＡｌ脱酸鋼においては、鋼中のＡｌによる酸化発熱を利用することで溶鋼温度を容易に制御することができ、安価かつ安定な鋼の量産を可能にしてきた。Ａｌ添加量を０．００５％程度以下に制限すると、溶鋼加熱装置による加熱等の、Ａｌの酸化発熱による溶鋼温度制御を代替する手段が必要となる。溶鋼中のＡｌは大気中の酸素による溶鋼汚染防止の役割も有し、また、Ａｌは窒化物を形成することで材質確保に有効であることも広く知られており、Ａｌ量の０．００５％以下への低減はこれらのＡｌ添加の利点を損なうことが課題として残る。
【００１８】
特開平１１−２８６７４３号公報に開示された技術も本発明者らによるものであり、０．００５〜０．５μｍのＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ、Ｓ）の２種以上を含む鋼では、これらの微細粒子によるオーステナイト粒成長抑制により超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上できる。しかしながら、微細なＭｇＯの生成にはＡｌ量を０．０１％以下に抑制する必要があり、やはり、上述したＡｌ添加の利点を損なうことが課題として残る。
【００１９】
本発明は高層建築物のボックス柱の組み立てで適用されるエレクトロスラグ溶接、造船・橋梁等で適用されるエレクトロガス溶接などの入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上の超大入熱溶接におけるＨＡＺ靭性に優れた溶接用高張力鋼をＡｌ添加鋼を前提に提供することにある。
【００２０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、超大入熱溶接ＨＡＺの靭性向上にはＨＡＺ組織の微細化が必須であり、これはＨＡＺのオーステナイト粒成長を著しく抑制することにより可能であること、さらに、Ａｌ添加鋼を前提として、微細な（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ粒子が１３５０℃以上の高温で極めて安定であり、かつ微細分散が可能であることを新規に知見した。この新規知見によりＨＡＺのオーステナイト粒成長を著しく抑制し得ること、その結果、超大入熱ＨＡＺ靭性を大きく向上できることを知見して本発明を成した。
【００２１】
本発明の要旨は次の通りである。
（１）重量％で、
０．０４≦Ｃ≦０．２５、
０．０２≦Ｓｉ≦０．５、
０．２≦Ｍｎ≦２．０、
Ｐ≦０．０２、
０．００２≦Ｓ≦０．０２、
０．０１５＜Ａｌ≦０．５、
０．０００５≦Ｍｇ≦０．００５、
を含有し、粒子径が０．００５〜０．５μｍの（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓを１平方ｍｍあたり１．０×１０⁵〜１．０×１０⁷個含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる鋼であることを特徴とする超大入熱溶接用高張力鋼。
（２）更に母材強度上昇元素群を、重量％で、
０．０５≦Ｃｕ≦１．５、
０．０５≦Ｎｉ≦２．０、
０．０２≦Ｃｒ≦１．０、
０．０２≦Ｍｏ≦１．０、
０．００５≦Ｎｂ≦０．０５、
０．００５≦Ｖ≦０．１、
０．００５≦Ｔｉ≦０．０２５、
０．０００４≦Ｂ≦０．００４、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）記載の超大入熱溶接用高張力鋼にある。
【００２２】
また、本発明で言うところの「溶接用高張力鋼」とは、例えば、ＪＩＳＧ３１０６「溶接構造用圧延鋼材」、ＪＩＳＧ３１１５「圧力容器用鋼板」、ＪＩＳＧ３１１８「中・常温圧力容器用炭素鋼鋼板」、ＪＩＳＧ３１２４「中・常温圧力容器用高強度鋼板」、ＪＩＳＧ３１２６「低温用圧力容器用炭素鋼鋼板」、及び、ＪＩＳＧ３１２８「溶接構造用高降伏点鋼板」に相当するものである。
【００２３】
【発明の実施の形態】
このような超大入熱溶接用高張力鋼を、大量の製造実績があり優れた量産プロセスであるＡｌ脱酸を前提に製造する。
本発明者らは、超大入熱溶接ＨＡＺの組織と靭性の関係に関する詳細な調査・研究を実施した結果、従来の大入熱溶接ＨＡＺの組織制御または靭性向上法をそのまま適用しても、超大入熱溶接ＨＡＺ靭性は限られたものであり、靭性向上にはＨＡＺのオーステナイト粒を著しく微細化する必要があるとの結論に達した。
【００２４】
まず、オーステナイト粒の微細化には鋼中粒子によるピン止め効果を利用することが有効であるが、窒化物の中で最も熱的に安定であるとされるＴｉＮでも１３５０℃以上に長時間加熱されるとほとんどが溶解し、ピン止め効果を失うために、超大入熱溶接への適用には限度がある。従って、高温で安定である粒子の利用が必須となる。しかしながら、従来技術のＲＥＭあるいはＣａ酸化物（酸化・硫化物も含む）では、超大入熱溶接ＨＡＺのオーステナイト粒粗大化抑制に十分な程度にこれら酸化物を鋼中に微細分散させることは極めて困難である。
【００２５】
本発明者らは、これまでに各種の粒子について比較検討した結果、微細なＭｇ含有酸化物が有効であることをすでに知見している。しかしながら、これらの微細酸化物を鋼中に多量に生成させるには、鋼中のＡｌ量を例えば０．００５％程度以下に抑制する必要があり、先に述べたようにＡｌ添加の利点を損なう。
【００２６】
本発明者らはＡｌ脱酸鋼を前提に各種の粒子について比較検討した結果、（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ粒子が高温で安定で、しかも微細分散に適した粒子であることを新規に知見した。ＨＡＺのオーステナイト粒成長抑制に効果を発揮する粒子は主に０．１μｍ以下のものであるが、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｓ、Ａｌ添加量などを制御することにより、微細な（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓを鋼中に多量に微細分散させることが可能である。
【００２７】
従来よりＡｌ脱酸鋼には０．２〜２％程度のＭｎおよび０．００２〜０．０２％程度のＳは添加されており、ＭｎＳを形成することは広く知られている。このＭｎＳは高温で不安定であり溶解してしまうため、オーステナイト粒微細化粒子にはなり得なかった。しかしながら、ＭｎＳ中のＭｎのいくつかがＭｇに置き換わったと考えられる（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓでは、ＭｎＳとはその性質が全く異なり、高温で極めて安定であり、しかも容易に微細分散することができる。（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓが高温で安定でありしかも微細分散しやすい理由は現在の所不明である。
【００２８】
単に鋼中にＭｇを添加しただけでは（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓはほとんど生成しない。その理由はＭｇが強脱酸元素であり酸化物となってしまうことにある。Ｍｇは蒸気圧が高く、多量に添加しても溶鋼中に歩留りにくい元素である。このため、０．０００５〜０．００５％程度の微量のＭｇが酸化物として消費されてしまうのを防ぎ、（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓを生成させることは極めて重要となる。図１にＭｎ、Ｍｇ、Ｓ添加量が本発明範囲内の鋼における、０．００５〜０．５μｍの大きさの（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ粒子の個数に及ぼすＡｌ添加量の影響を示す。Ａｌ添加量が０．０１５％未満では（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ粒子の個数は少ない。この時のＭｇは主にＭｇＡｌ₂Ｏ₄あるいはＭｇＯとして酸化物として存在する。一方、Ａｌ添加量が０．０１５％以上では、（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ粒子の個数が顕著に増加し、酸化物はＡｌ₂Ｏ₃主体でＭｇの多くは（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓとして存在する。すなわち、０．０１５％以上のＡｌ添加により微細な（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ粒子を多数生成させることができる。
【００２９】
本発明では、（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓの粒子径を０．００５〜０．５μｍに限定した。０．００５μｍ未満ではオーステナイト粒成長抑制効果が小さくなる。また、０．５μｍ超ではこれらの粒子や粒子と地鉄との界面が破壊起点となる確率が高くなり靭性を低下させる。０．００５〜０．５μｍのサイズの（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ粒子の個数が１平方ｍｍあたり１．０×１０⁵個以上の場合にオーステナイト粒成長抑制効果が顕著となり、１．０×１０⁷個を超えると鋼の延性を低下させるので、（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓ粒子の個数を１平方ｍｍあたり１．０×１０⁵〜１．０×１０⁷個に制限した。
【００３０】
粒子個数の測定方法は、鋼板から抽出レプリカを作成し、特性Ｘ線検出器（ＥＤＸ）付きの透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で、０．００５〜０．５μｍの大きさの粒子個数を、少なくとも１０００μｍ²以上の面積につき測定し、単位面積当たりの個数に換算する。例えば、２万倍の倍率にて１視野を１００ｍｍ×８０ｍｍとして観察した場合、１視野あたりの観察面積は２０μｍ²であるから少なくとも５０視野につき観察を行う。この時の０．００５〜０．５μｍの粒子の個数が５０視野（１０００μｍ²）で２００個であれば、粒子個数は１平方ｍｍあたり２×１０⁵個と換算できる。
【００３１】
次に、個数を測定した粒子のうち、（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ粒子がどれだけ存在したかを測定するが、粒子個数は最低でも１００個以上、多い場合には１００００個以上となるため全粒子を逐一同定することは大変な作業となる。このため、少なくとも５０個以上の粒子について下記の条件にて（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓを同定しその存在割合を求め、先に求めた粒子個数に（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓの存在割合をかけることで（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓの個数を求める。例えば、上述した粒子個数、１平方ｍｍあたり２×１０⁵個に対し、（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓの存在割合が９０％であった場合には（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓの個数は１平方ｍｍあたり１．８×１０⁵個であるとする。
【００３２】
次に（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓの同定方法について述べる。本発明では（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ中のＭｎとＭｇの割合を重量％で６０％≦Ｍｎ≦９５％、５％≦Ｍｇ≦４０％に限定する。Ｍｎ、Ｍｇ以外の元素が検出されても、Ｍｎ、Ｍｇを主体とする硫化物であれば本発明のオーステナイト粒微細化効果を発揮するものと考えられる。また、粒子中から微量のＯが検出される場合があるが、ＳとＯの割合が重量％にて９５％≦Ｓであり、含まれているＯが５％未満と微量であれば（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓであるとみなす。尚、ＳとＯの割合が重量％にて９５％≦Ｓであり、含まれているＯが５％未満であっても、粒子が明らかにＭｎＳとＭｇＯの複合体であると同定できる場合には、（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓとはみなさない。ＭｎとＭｇの割合およびＳとＯの割合は、ＥＤＸにて定量して求める。この定量時に使用する電子ビーム径は０．００１〜０．０２μｍ、ＴＥＭ観察倍率は５万〜１００万倍とし、微細な（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓ粒子内の任意の位置を定量する。
【００３３】
鋼板から抽出レプリカを作成した場合に、０．００５〜０．５μｍのサイズの（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ以外の析出物、例えばセメンタイトや合金炭窒化物などが多数生成して（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ粒子の個数を測定しにくい場合には、１４００℃にて６０秒程度保持して（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ以外の粒子を固溶させ、その後急冷してセメンタイトや合金炭窒化物が少ないサンプルを作成し、これから抽出レプリカを作成すると良い。
【００３４】
上記のようなサイズおよび個数の粒子を鋼中に分散させるためには、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｓ、およびＡｌの含有量を下記のとおり限定することが望ましい。
Ｍｎは（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓを構成する元素であるため本発明に必須の元素である。Ｍｎは０．２％以上添加することで微細な（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓの多量分散が可能となるので０．２％を下限とした。Ｍｎが２．０％を超えると（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓが粗大化しやすくなりＨＡＺ靭性向上効果が小さくなるため２．０％を上限とした。
【００３５】
Ｍｇは（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓの生成に必須の元素である。０．０００５％未満では必要な個数の（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ粒子を得ることはできない。より多量の微細な（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ粒子を生成させるためには０．００１５％以上の添加がより好ましい。０．００５％超の添加はＭｇが酸化物を生成するため（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ量が飽和しＨＡＺ靭性向上効果も飽和する上、経済性を損なうのでその上限値を０．００５％とした。
【００３６】
Ｓは（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓを生成させるために必須の元素である。０．００２％未満では（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓの量が不十分であるので、下限を０．００２％とした。より多量の微細な（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ粒子を生成させるためには０．００３％以上の添加がより好ましい。０．０２％超含有すると、粗大な（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓが生成して超大入熱溶接ＨＡＺのγ粒細粒化効果が得られないため上限値を０．０２％とした。
【００３７】
ＡｌはＭｇが酸化物を生成することを抑制し、Ｍｇが（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓを生成するために必須の元素であり、０．０１５％以上の添加が必要である。より多量の微細な（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ粒子を生成させるためには、０．０２％以上のＡｌ添加がより好ましい。０．５％を超えて含有すると、固溶ＡｌによるＨＡＺ脆化が起るため（Ｍｎ，Ｍｇ）ＳによってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても大きな靭性向上効果が得られない。従って、上限を０．５％とした。
【００３８】
ＨＡＺ靭性はオーステナイト粒微細化と粒内組織微細化だけではなく、合金元素により大きく変化する。また、母材の強度確保のためにも適正な合金元素を含有させる場合があるので、以下の理由により合金元素の添加量を限定した。
【００３９】
Ｃは母材の強度を上昇できる元素である。０．０４％未満では母材強度の確保が得られないので０．０４％を下限とした。逆に、Ｃを多く含有すると、脆性破壊の起点となるセメンタイトや島状マルテンサイトを増加させるため、（Ｍｎ，Ｍｇ）ＳによってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても大きな靭性向上効果が得られない。０．２５％を超えると靭性低下が顕著となるので、これを上限値とした。
【００４０】
Ｓｉは母材強度上昇に有効な元素である。０．０２％未満ではこの効果が得られないので下限値を０．０２％とした。逆に、０．５％超含有すると、ＨＡＺ組織中に島状マルテンサイトが多量に生成し、さらに、フェライト地を硬化させるので、（Ｍｎ，Ｍｇ）ＳによってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても大きな靭性向上効果が得られない。従って、上限を０．５％とした。
【００４１】
Ｐは粒界脆化をもたらし、靭性に有害な元素であり、低いほうが望ましい。０．０２％超含有すると（Ｍｎ，Ｍｇ）ＳによってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても靭性低下が顕著となるので０．０２％を上限とする。
【００４２】
さらに、母材強度上昇に効果のある選択元素の限定範囲を以下の理由で決定した。
Ｃｕは母材強度上昇に有効な元素であり、特に、時効熱処理により微細Ｃｕ相を析出させることにより著しい強度上昇が得られる。０．０５％未満では強度上昇が得られないので、０．０５％を下限値とした。逆に、１．５％超含有すると母材やＨＡＺの脆化が顕著となるので上限値を１．５％とした。
【００４３】
Ｎｉは焼入れ性を上昇させることにより母材強度上昇に効果を有し、さらに、靭性を向上させる。０．０５％未満ではこれらの効果が得られないので下限値を０．０５％とした。Ｎｉは高価な元素であり、２．０％超含有すると経済性を損なうため上限値を２．０％とした。
【００４４】
Ｃｒは母材強度上昇に効果を有する。０．０２％未満ではこの効果が得られないので下限値を０．０２％とした。逆に、１．０％超含有するとＨＡＺに硬化組織を生成し、（Ｍｎ，Ｍｇ）ＳによってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても大きなＨＡＺ靭性向上効果が得られない。従って、上限値を１．０％とした。
【００４５】
Ｍｏは母材強度上昇に効果を有する。０．０２％未満ではこの効果が得られないので下限値を０．０２％とした。逆に、１．０％超含有するとＨＡＺに硬化組織を生成し、（Ｍｎ，Ｍｇ）ＳによってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても大きなＨＡＺ靭性向上効果が得られない。従って、上限値を１．０％とした。
【００４６】
Ｎｂは母材の強度上昇および細粒化に有効な元素である。０．００５％未満ではこれらの効果が得られないので下限値を０．００５％とした。逆に、０．０５％超含有するとＨＡＺにおけるＮｂ炭窒化物の析出が顕著となり、（Ｍｎ，Ｍｇ）ＳによってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても大きなＨＡＺ靭性向上効果が得られない。従って、上限値を０．０５％とした。
【００４７】
Ｖは母材の強度上昇および細粒化に有効な元素である。０．００５％未満ではこれらの効果が得られないので下限値を０．００５％とした。逆に、０．１％超含有するとＨＡＺにおける炭窒化物の析出が顕著となり、（Ｍｎ，Ｍｇ）ＳによってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても大きなＨＡＺ靭性向上効果が得られない。従って、上限値を０．１％とした。
【００４８】
Ｔｉは母材の強度上昇および細粒化に有効な元素である。０．００５％未満ではこれらの効果が得られないので下限値を０．００５％とした。逆に、０．０２５％超含有すると粗大なＴｉＮを生成しこれが破壊の発生起点となるため、（Ｍｎ, Ｍｇ）ＳによってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても大きなＨＡＺ靭性向上効果が得られない。従って、上限値を０．０２５％とした。
【００４９】
Ｂは制御冷却および焼入れ熱処理を施す場合に特に顕著な強度上昇の効果を発揮する。０．０００４％未満の含有量では強度上昇効果が得られないので下限値を０．０００４％とした。逆に、０．００４％超含有すると粗大なＢ窒化物や炭硼化物を析出してこれが破壊の起点となるために、（Ｍｎ, Ｍｇ）ＳによってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても大きなＨＡＺ靭性向上効果が得られない。従って、上限値を０．００４％とした。
【００５０】
本発明では微細な（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓを生成させることが必要であり、このためにＭｎ、Ｍｇ以外の硫化物形成元素は極力下げることが望ましい。代表的な元素はＣａおよびＲＥＭであり、これらは０．０００５％以下とすることが望ましい。
【００５１】
本発明では鋼中酸素量については特に制限しない。０．０１５〜０．５％のＡｌ添加鋼では鋼中酸素量は０．０００３〜０．００４０％程度となるが、この範囲内の酸素量であれば本発明の細粒化効果を損なうことはない。
本発明では鋼中窒素量については特に制限しない。通常の０．００１０〜０．０１０％程度の窒素量であれば本発明の細粒化効果を損なうことはない。
本発明によるＨＡＺ靭性向上効果は超大入熱溶接ばかりでなく、大入熱溶接（例えば、１００〜２００未満ｋＪ／ｃｍ程度）でも有効である。
なお、本発明では鋼中に通常不可避的に含有される不純物元素は許容できる。Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｎ、Ｔｉ等が不純物として混入しても本発明の性質を損なうことはない。例えば、Ｃｕ、Ｎｉは０．０５％未満、Ｃｒ、およびＭｏは０．０２％未満、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは０．００５％未満、Ｂは０．０００４％未満まで不純物として含有されていても特に悪影響を及ぼさない。
【００５２】
鋼の溶製方法は、例えば溶鋼温度を１６５０℃以下として、溶鋼Ｏ濃度を０．０１％以下、溶鋼Ｓ濃度を０．０２％以下とした状態で、適量のＭｎ、Ｍｇ、およびＡｌを添加することにより溶鋼中に微細な（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓを生成できる。この溶鋼を連続鋳造により鋳造することにより鋼中に（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓの微細粒子を含有させることができる。鋼の製造方法は、（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓが所定量存在すれば良いので、鋳造後の加熱、圧延、熱処理条件は母鋼材の機械的性質に応じて適宜選定すればよい。
【００５３】
【実施例】
以下に本発明の実施例を示す。転炉により鋼を溶製し、連続鋳造により厚さが２４０〜４００ｍｍのスラブを製造した。表１に鋼材の化学成分を示す。ＨＡＺ靭性は鋼材の炭素等量にも大きく依存するので、本発明の効果を確認するために、ほぼ同一の化学成分でＭｎ、Ｍｇ、Ｓ、Ａｌのみを変えた鋼を溶製して比較した。
【００５４】
表２に鋼板の製造方法と板厚、母材の機械的性質を示す。同表に示すとおり、制御圧延・制御冷却法、焼入れ・焼戻し法、直接焼入れ・焼戻し法、および直接焼入れ・二相域熱処理・焼戻し法により鋼板を製造した。板厚は４０〜１００ｍｍとした。図２に示すエレクトロガス溶接及び図３に示すエレクトロスラグ溶接により溶接試験体を作成した。板厚を３５ｍｍにそろえて、入熱が３１０ｋＪ／ｃｍのエレクトロガス溶接を実施した。ここで、溶接の電流を６１０Ａ、電圧を３５Ｖ、速度を４．１ｃｍ／分とした。同図に示すように、溶接融合線（ＦＬ）および溶接融合線から３ｍｍ（ＨＡＺ３）の位置がノッチ位置に一致するようにシャルピー衝撃試験片を採取した。また、エレクトロスラグ溶接の電流は３８０Ａ、電圧は４６Ｖ、速度は１．１４ｃｍ／分とした。入熱は９２０ｋＪ／ｃｍである。エレクトロスラグ溶接と同じノッチ位置となるようにシャルピー衝撃試験片を採取した。衝撃試験は−５℃で行い、３本繰り返しの平均値で靭性を評価した。結果を表３に示す。また、エレクトロスラグ溶接部ＦＬ直近のＨＡＺのミクロ組織観察を実施しγ粒径を測定し、さらに、０．００５〜０．５μｍの粒子径の（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓの粒子個数を上記の方法に従って測定した結果を表３に併せて示す。
【００５５】
表３から明らかなとおり、本発明鋼は（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓの粒子個数が多く、エレクトロスラグ溶接ＨＡＺのγ粒径が小さい。その結果、超大入熱溶接ＨＡＺの靭性が高い。同様に、エレクトロガス溶接でも本発明鋼のＨＡＺ靭性向上が明らかである。これに対して、比較鋼９、１０、１８、２０、２４、２６、２８ではＭｎ、Ｓ、Ａｌ添加量は適正であるもののＭｇ添加量が本発明範囲より低いため（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓ粒子の個数が少なくγ粒成長抑制効果は小さくＨＡＺ靭性向上効果は小さい。比較鋼５、１６、２２ではＭｎ、Ｍｇ、Ａｌ添加量は適正であるもののＳ添加量が本発明範囲より低いため（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓ粒子の個数が少なくγ粒成長抑制効果は小さくＨＡＺ靭性向上効果は小さい。比較鋼６ではＳ添加量が本発明範囲より高いため微細な（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓ粒子の個数が少なくγ粒成長抑制効果は小さくＨＡＺ靭性向上効果は小さい。比較鋼７、８ではＭｎ、Ｍｇ、Ｓ添加量は適正であるもののＡｌ添加量が本発明範囲より低いため（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓ粒子の個数が少なくγ粒成長抑制効果は小さくＨＡＺ靭性向上効果は小さい。比較鋼１５ではＭｇ、Ｓ、Ａｌ添加量は適正であるもののＭｎ添加量が本発明範囲より低いため（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓ粒子の個数が少なくγ粒成長抑制効果は小さくＨＡＺ靭性向上効果は小さい。
【００５６】
【表１】

【００５７】
【表２】

【００５８】
【表３】

【００５９】
【発明の効果】
以上説明したとおり、本発明鋼ではＡｌ脱酸鋼において鋼中に（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓの粒子を微細分散させることにより入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上の超大入熱溶接のＦＬ及びＨＡＺのγ粒成長抑制作用によりＨＡＺの有効結晶粒が微細化され、ＨＡＺ靭性を顕著に向上させることができ、本発明を超大入熱溶接が適用される構造物に適用することにより、極めて信頼性の高い溶接構造物を製造することが可能である。
従って、本発明は工業上極めて効果が大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】０．００５〜０．５μｍの大きさの（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓ粒子の個数に及ぼすＡｌ添加量の影響を示す図である。
【図２】エレクトロガス溶接の条件を示す図である。
【図３】エレクトロスラグ溶接の条件を示す図である。
【符号の説明】
１シャルピー試験片
２シャルピー試験片のノッチ位置：ＦＬ
３シャルピー試験片のノッチ位置：ＨＡＺ３ｍｍ[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to heat-affected zone (hereinafter referred to as HAZ) toughness in super-high heat input welding such as electroslag welding applied in the assembly of box columns in high-rise buildings, etc., or electrogas welding applied in shipbuilding, bridges, etc. The present invention relates to a high-strength steel for welding with excellent resistance. In particular, it has excellent HAZ toughness even when the heat input is 200 kJ / cm or more, for example, about 750 to 1500 kJ / cm.
[0002]
[Prior art]
With the recent increase in the height of building structures, steel pillars have become larger and the thickness of the steel used for this has increased. When assembling such a large steel column by welding, it is necessary to perform welding with high efficiency, and electroslag welding capable of welding an extremely thick steel plate in one pass has been widely applied. Also, in the shipbuilding / bridge field, electrogas welding for welding steel plates having a thickness of about 25 mm or more in one pass has been widely applied. The typical heat input range is 200 to 1500 kJ / cm. In such super-high heat input welding, unlike high heat input welding such as submerged arc welding (heat input is less than 200 kJ / cm), a weld fusion line ( FL) The high temperature residence time of 1350 ° C or higher is extremely long in the heat history received by HAZ and in HAZ (super high heat input welding retains several times to several tens of times longer than high heat input welding), and austenite grains become coarse It was extremely remarkable and it was difficult to ensure the toughness of the HAZ. Ensuring the reliability of building structures is an urgent issue in the wake of the recent large earthquake, and achieving such a toughness improvement of the super large heat input weld HAZ is an extremely important issue.
[0003]
Conventionally, there is a lot of knowledge and technology for improving the toughness of the high heat input welded HAZ part as shown below, but as described above, the heat history experienced by the HAZ in super high heat input welding and high heat input welding, Since the residence time at 1350 ° C. or higher is greatly different, the high heat input welding HAZ toughness improving technique cannot be simply applied to the subject field of the present invention.
[0004]
The conventional large heat input welding HAZ toughness improvement is mainly based on two basic technologies. One is an austenite grain coarsening prevention technique using the pinning effect of steel particles, and the other is an effective grain refinement technique using austenite intragranular ferrite transformation.
[0005]
In "Iron and Steel", No. 61 (1975) No. 11, we examined the effect of suppressing the growth of austenite grains for various types of nitrides and carbides in steel. In steel added with Ti, fine particles of TiN are contained in the steel. A technique for generating and effectively suppressing austenite grain growth in high heat input welding HAZ is disclosed.
[0006]
JP-A-60-184663 includes 0.04 to 0.10% Al, 0.002 to 0.02% Ti, and 0.003 to 0.05% rare earth element (REM). The technology which improves the high heat input welding HAZ toughness whose heat input is 150 kJ / cm is disclosed. This is because REM has a function of forming a sulfur / oxide and preventing coarsening of the HAZ portion during high heat input welding.
[0007]
JP-A-60-245768 discloses a Ti oxide having a particle diameter of 0.1 to 3.0 μm and a particle number of 5 × 10 ³ to 1 × 10 ⁷ particles / mm ³ , or Ti oxide and Ti nitriding. In a steel containing any one of the composites with the product, the HAZ structure can be refined and the HAZ toughness can be improved by making these particles act as ferrite transformation nuclei in a high heat input weld HAZ having a heat input of 100 kJ / cm. Technology is disclosed.
[0008]
In JP-A-2-254118, in a steel containing appropriate amounts of Ti and S, intragranular ferrite is generated with a composite precipitate of TiN and MnS as a nucleus in a high heat input welded HAZ structure, and the HAZ structure is refined. Thus, a technique capable of improving the HAZ toughness is disclosed.
[0009]
Japanese Patent Application Laid-Open No. 61-253344 includes 0.005 to 0.08% Al and 0.0003 to 0.0050% B, and further contains at least one of Ti, Ca, and REM in an amount of 0.005%. Steel containing less than 03% forms high-heat-input HAZ toughness by forming BN in the cooling process starting from REM / Ca oxide / sulfide or TiN, which is undissolved in high-heat input welding HAZ, and forming ferrite from this. Techniques to do this are disclosed.
[0010]
JP-A-9-157787 includes 40,000 to 100,000 Mg-containing oxides per square mm and is composed of a Ti-containing oxide having a particle diameter of 0.20 to 5.0 μm and MnS. For steel containing 20 to 400 composites per square mm, a technique is disclosed that can improve super large heat input welding HAZ toughness by suppressing austenite grain growth and promoting intragranular ferrite transformation.
[0011]
In JP-A-11-286743, in steel containing two or more of MgO, MgS, Mg (O, S) having a particle diameter of 0.005 to 0.5 μm, the austenite grain growth is suppressed by these fine particles. A technique capable of improving the super large heat input welding HAZ toughness is disclosed.
[0012]
[Problems to be solved by the invention]
The technique disclosed in “Iron and Steel”, No. 11 of 1975 (1975) is intended to suppress the growth of austenite grains using nitrides such as TiN, and is effective in high heat input welding. Although it is exerted, since the residence time of 1350 ° C. or higher is extremely long in the super high heat input welding which is the subject of the present invention, most of TiN is dissolved and loses the effect of suppressing grain growth. Therefore, this technique cannot be applied to the toughness of the super-high heat input welding HAZ that the present invention aims at.
[0013]
The technique disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 60-184663 is to prevent coarsening of the HAZ part during high heat input welding by utilizing REM sulfide / oxide. Since sulfide / oxide is more stable at a high temperature of 1350 ° C. or higher than nitride, the effect of suppressing grain growth is maintained. However, it is difficult to finely disperse the sulfur / oxide. Even if the pinning effect of individual particles is maintained due to the low number density of sulfur and oxide, there is a limit to reducing the austenite grain size of super high heat input weld HAZ, and this alone will improve toughness. It is not possible.
[0014]
In the technique described in Japanese Patent Laid-Open No. 60-245768, the particles of either Ti oxide or a composite of Ti oxide and Ti nitride act as ferrite transformation nuclei to refine the HAZ structure. HAZ toughness is improved, and the effect is maintained even in super-high heat input welding in consideration of the high-temperature stability of Ti oxide. However, the crystal orientation of ferrite generated from intragranular transformation nuclei is not completely random, and is affected by the crystal orientation of the parent phase austenite. Therefore, when austenite grains are coarsened by super-high heat input welding, there is a limit to refine the HAZ structure only by intragranular transformation.
[0015]
The technique disclosed in JP-A-2-254118 is to transform ferrite from TiN—MnS composite precipitates, and is effective when the residence time of 1350 ° C. or higher is relatively short as in high heat input welding. However, in ultra-high heat input welding such as electroslag or electrogas welding, the residence time of 1350 ° C. or higher is long, and during this time, a large amount of TiN dissolves, so the ferrite transformation nucleus disappears, The effect cannot be fully demonstrated.
[0016]
The technology disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 61-253344 is a technique for refining the HAZ structure by forming BN on REM / Ca oxide / sulfide or TiN and generating ferrite therefrom. Similar effects can be expected in heat input welding. However, it is difficult to increase the number of oxides and sulfides of REM / Ca, and TiN has a solid solution, and there is a limit to improving the toughness of super high heat input welding HAZ only by ferrite transformation.
[0017]
The technique disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-157787 is based on the present inventors, and suppresses austenite grain growth by a fine Mg-containing oxide of 0.01 to 0.20 μm and 0.20 to 5.0 μm. Super-high heat input welding HAZ toughness can be improved by promoting intragranular ferrite transformation by a composite comprising Ti-containing oxide and MnS. However, it is necessary to suppress the amount of Al to 0.005% or less for the production of Ti-containing oxides, which impairs the advantages of conventional Al-added steel. That is, in the conventional Al deoxidized steel with an Al content of about 0.010 to 0.5%, the temperature of the molten steel can be easily controlled by utilizing the oxidation heat generated by Al in the steel, and it is inexpensive and stable. Has made it possible to mass-produce new steel. If the amount of Al added is limited to about 0.005% or less, a means for substituting for molten steel temperature control by oxidation heat generation of Al, such as heating by a molten steel heating device, is required. Al in molten steel also has a role of preventing molten steel contamination by oxygen in the atmosphere, and it is widely known that Al is effective in securing a material by forming a nitride. It remains a problem that the reduction to less than 1% impairs the advantages of these Al additions.
[0018]
The technique disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 11-286743 is also due to the present inventors. In steels containing two or more of 0.005 to 0.5 μm of MgO, MgS, Mg (O, S), The super large heat input welding HAZ toughness can be improved by suppressing the growth of austenite grains by the fine particles. However, for the production of fine MgO, it is necessary to suppress the amount of Al to 0.01% or less, and it still remains as a problem to impair the advantages of adding Al described above.
[0019]
The present invention is excellent in HAZ toughness in super large heat input welding with an input heat of 200 kJ / cm or more, such as electroslag welding applied in the assembly of box columns of high-rise buildings, electrogas welding applied in shipbuilding, bridges, etc. The purpose is to provide high-strength steel for welding on the premise of Al-added steel.
[0020]
[Means for Solving the Problems]
The inventors of the present invention have to refine the HAZ structure to improve the toughness of the super high heat input weld HAZ. This can be achieved by significantly suppressing the austenite grain growth of the HAZ. As a premise, it has been newly found that fine (Mn, Mg) S particles are extremely stable at a high temperature of 1350 ° C. or higher and can be finely dispersed. The present invention has been made based on the knowledge that the austenite grain growth of HAZ can be remarkably suppressed by this new knowledge, and as a result, the super-high heat input HAZ toughness can be greatly improved.
[0021]
The gist of the present invention is as follows.
(1) By weight%
0.04 ≦ C ≦ 0.25,
0.02 ≦ Si ≦ 0.5,
0.2 ≦ Mn ≦ 2.0,
P ≦ 0.02,
0.002 ≦ S ≦ 0.02,
0.015 <Al ≦ 0.5,
0.0005 ≦ Mg ≦ 0.005,
And (Mn, Mg) S having a particle diameter of 0.005 to 0.5 μm is contained in an amount of 1.0 × 10 ^{5 to} 1.0 × 10 ⁷ per square mm, and the balance is Fe and inevitable impurities. A high-strength steel for super-high heat input welding characterized by being steel.
(2) Furthermore, the matrix strength increasing element group in weight%,
0.05 ≦ Cu ≦ 1.5,
0.05 ≦ Ni ≦ 2.0,
0.02 ≦ Cr ≦ 1.0,
0.02 ≦ Mo ≦ 1.0,
0.005 ≦ Nb ≦ 0.05,
0.005 ≦ V ≦ 0.1,
0.005 ≦ Ti ≦ 0.025,
0.0004 ≦ B ≦ 0.004,
1 type or 2 types or more, It exists in the high tensile steel for super-high heat input welding of (1) description characterized by the above-mentioned.
[0022]
The “high strength steel for welding” referred to in the present invention is, for example, JIS G3106 “rolled steel for welded structure”, JIS G3115 “steel plate for pressure vessel”, JIS G3118 “carbon steel for medium / normal temperature pressure vessel”. It corresponds to “steel plate”, JIS G3124 “high strength steel plate for medium / normal temperature pressure vessel”, JIS G3126 “carbon steel plate for low temperature pressure vessel” and JIS G3128 “high yield point steel plate for welded structure”.
[0023]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Such a high-strength steel for ultra-high heat input welding is manufactured on the premise of Al deoxidation, which is a mass production process with excellent production results.
As a result of conducting a detailed investigation and research on the relationship between the structure and toughness of the super high heat input welding HAZ, the present inventors have applied the conventional structure control or toughness improvement method of the high heat input welding HAZ as it is. It was concluded that the heat input welding HAZ toughness was limited and that it was necessary to remarkably refine the austenite grains of the HAZ to improve the toughness.
[0024]
First of all, it is effective to use the pinning effect of steel particles for the refinement of austenite grains, but even TiN, which is considered to be the most thermally stable among nitrides, is heated to 1350 ° C or higher for a long time. In most cases, it melts and loses the pinning effect, so there is a limit to the application to super high heat input welding. Therefore, it is essential to use particles that are stable at high temperatures. However, with conventional REM or Ca oxide (including oxides and sulfides), it is extremely difficult to finely disperse these oxides in steel to an extent sufficient to suppress the austenite grain coarsening of super high heat input welding HAZ. It is.
[0025]
As a result of comparative studies on various particles, the present inventors have already found that fine Mg-containing oxides are effective. However, in order to produce a large amount of these fine oxides in steel, it is necessary to suppress the amount of Al in the steel to, for example, about 0.005% or less, and as described above, the advantage of Al addition is impaired. .
[0026]
As a result of comparative studies on various particles on the premise of Al deoxidized steel, the present inventors have newly found that (Mn, Mg) S particles are stable at high temperatures and suitable for fine dispersion. Particles that exert an effect on the suppression of HAZ austenite grain growth are mainly 0.1 μm or less. By controlling the amount of Mn, Mg, S, Al added, etc., fine (Mn, Mg) S is reduced. It can be finely dispersed in a large amount in steel.
[0027]
Conventionally, about 0.2 to 2% of Mn and about 0.002 to 0.02% of S have been added to Al deoxidized steel, and it is widely known that MnS is formed. Since MnS is unstable and melts at high temperatures, it cannot be austenite refined particles. However, (Mn, Mg) S, which is considered to have replaced some of Mn in MnS with Mg, has completely different properties from MnS, is extremely stable at high temperatures, and can be easily finely dispersed. The reason why (Mn, Mg) S is stable at high temperatures and easily disperses finely is unknown at present.
[0028]
Simply adding Mg to the steel produces almost no (Mn, Mg) S. The reason is that Mg is a strong deoxidizing element and becomes an oxide. Mg has a high vapor pressure and is an element that does not easily yield in molten steel even when added in a large amount. For this reason, it is very important to prevent a very small amount of Mg of about 0.0005 to 0.005% from being consumed as an oxide and to generate (Mn, Mg) S. FIG. 1 shows the influence of Al addition amount on the number of (Mn, Mg) S particles having a size of 0.005 to 0.5 μm in steels having Mn, Mg and S addition amounts within the range of the present invention. When the Al addition amount is less than 0.015%, the number of (Mn, Mg) S particles is small. At this time, Mg mainly exists as an oxide as MgAl ₂ O ₄ or MgO. On the other hand, when the Al addition amount is 0.015% or more, the number of (Mn, Mg) S particles is remarkably increased, the oxide is mainly Al ₂ O ₃ and most of Mg exists as (Mn, Mg) S. . That is, a large number of fine (Mn, Mg) S particles can be generated by adding 0.015% or more of Al.
[0029]
In the present invention, the particle diameter of (Mn, Mg) S is limited to 0.005 to 0.5 μm. If it is less than 0.005 μm, the effect of suppressing austenite grain growth becomes small. On the other hand, if it exceeds 0.5 μm, the probability that these particles or the interface between the particles and the ground iron becomes a fracture starting point increases, and the toughness is lowered. When the number of (Mn, Mg) S particles having a size of 0.005 to 0.5 μm is 1.0 × 10 ⁵ or more per square mm, the austenite grain growth suppressing effect becomes remarkable, and 1.0 × 10 ⁷ If the number exceeds 1, the ductility of the steel is lowered, so the number of (Mn, Mg) S particles is limited to 1.0 × 10 ^{5 to} 1.0 × 10 ⁷ per square mm.
[0030]
The method for measuring the number of particles is to create an extraction replica from a steel plate and measure the number of particles having a size of 0.005 to 0.5 μm with a transmission electron microscope (TEM) with a characteristic X-ray detector (EDX). Measured for an area of 1000 μm ² or more, and converted to the number per unit area. For example, when one field of view is observed as 100 mm × 80 mm at a magnification of 20,000 times, the observation area per field is 20 μm ² , so observation is performed for at least 50 fields. If the number of 0.005-0.5 μm particles at this time is 200 in 50 fields (1000 μm ² ), the number of particles can be converted to 2 × 10 ⁵ particles per square mm.
[0031]
Next, it is measured how many (Mn, Mg) S particles are present among the particles whose number has been measured. Since the number of particles is at least 100, and more than 10,000, all particles It is a difficult task to identify each one. For this reason, (Mn, Mg) S is identified for at least 50 or more particles under the following conditions, the abundance ratio thereof is determined, and the abundance ratio of (Mn, Mg) S is multiplied by the previously obtained number of particles. The number of (Mn, Mg) S is obtained. For example, when the existence ratio of (Mn, Mg) S is 90% with respect to the number of particles described above, 2 × 10 ⁵ per square mm, the number of (Mn, Mg) S is 1 square mm. It is assumed that there are 1.8 × 10 ⁵ pieces.
[0032]
Next, a method for identifying (Mn, Mg) S will be described. In the present invention, the ratio of Mn and Mg in (Mn, Mg) S is limited to 60% ≦ Mn ≦ 95% and 5% ≦ Mg ≦ 40% by weight. Even if elements other than Mn and Mg are detected, sulfides mainly composed of Mn and Mg are considered to exhibit the austenite grain refinement effect of the present invention. In addition, a trace amount of O may be detected from the particles, but if the ratio of S and O is 95% ≦ S by weight% and the contained O is a trace amount of less than 5% (Mn , Mg) S. In the case where the ratio of S and O is 95% ≦ S by weight%, and even if the contained O is less than 5%, the particles can be clearly identified as a composite of MnS and MgO. Is not considered (Mn, Mg) S. The ratio of Mn and Mg and the ratio of S and O are determined by EDX. The electron beam diameter used for this determination is 0.001 to 0.02 μm, the TEM observation magnification is 50,000 to 1,000,000 times, and an arbitrary position in fine (Mn, Mg) S particles is determined.
[0033]
When an extraction replica is made from a steel sheet, a large number of precipitates other than (Mn, Mg) S having a size of 0.005 to 0.5 μm, such as cementite and alloy carbonitride, are generated (Mn, Mg) S. If it is difficult to measure the number of particles, hold at 1400 ° C for about 60 seconds to dissolve particles other than (Mn, Mg) S, and then rapidly cool to create a sample with little cementite and alloy carbonitride It is better to create an extraction replica from this.
[0034]
In order to disperse particles of the size and number as described above in the steel, it is desirable to limit the contents of Mn, Mg, S, and Al as follows.
Since Mn is an element constituting (Mn, Mg) S, it is an essential element in the present invention. When Mn is added in an amount of 0.2% or more, a large amount of fine (Mn, Mg) S can be dispersed, so 0.2% was made the lower limit. If Mn exceeds 2.0%, (Mn, Mg) S tends to be coarsened and the effect of improving HAZ toughness becomes small, so 2.0% was made the upper limit.
[0035]
Mg is an essential element for the production of (Mn, Mg) S. If it is less than 0.0005%, a necessary number of (Mn, Mg) S particles cannot be obtained. In order to produce a larger amount of fine (Mn, Mg) S particles, addition of 0.0015% or more is more preferable. Addition of over 0.005% causes Mg to form an oxide, so the amount of (Mn, Mg) S is saturated, the HAZ toughness improving effect is saturated, and the economic efficiency is impaired, so the upper limit is made 0.005% .
[0036]
S is an essential element for generating (Mn, Mg) S. If it is less than 0.002%, the amount of (Mn, Mg) S is insufficient, so the lower limit was made 0.002%. In order to produce a larger amount of fine (Mn, Mg) S particles, addition of 0.003% or more is more preferable. When the content exceeds 0.02%, coarse (Mn, Mg) S is generated and the effect of γ grain refinement of the super-high heat input welding HAZ cannot be obtained, so the upper limit was made 0.02%.
[0037]
Al suppresses the generation of oxide by Mg, and Mg is an essential element for generating (Mn, Mg) S, and it is necessary to add 0.015% or more. In order to produce a larger amount of fine (Mn, Mg) S particles, addition of 0.02% or more of Al is more preferable. If the content exceeds 0.5%, HAZ embrittlement occurs due to solute Al, and even if the austenite grains of HAZ are refined by (Mn, Mg) S, a large toughness improving effect cannot be obtained. Therefore, the upper limit was made 0.5%.
[0038]
The HAZ toughness varies greatly depending on alloy elements as well as austenite grain refinement and grain refinement. In addition, since an appropriate alloy element may be contained in order to ensure the strength of the base material, the addition amount of the alloy element is limited for the following reason.
[0039]
C is an element that can increase the strength of the base material. If less than 0.04%, the strength of the base material cannot be secured, so 0.04% was made the lower limit. On the other hand, when a large amount of C is contained, cementite and island martensite, which are the starting points of brittle fracture, increase, so that even if the austenite grains of HAZ are refined with (Mn, Mg) S, a large toughness improving effect cannot be obtained. . When the content exceeds 0.25%, the toughness is significantly reduced.
[0040]
Si is an element effective for increasing the strength of the base material. If less than 0.02%, this effect cannot be obtained, so the lower limit was made 0.02%. On the other hand, if the content exceeds 0.5%, a large amount of island martensite is generated in the HAZ structure, and further, the ferrite ground is hardened. Even if the austenite grains of the HAZ are refined by (Mn, Mg) S, A large toughness improving effect cannot be obtained. Therefore, the upper limit was made 0.5%.
[0041]
P is an element that causes grain boundary embrittlement and is harmful to toughness. If the content exceeds 0.02%, even if the HAZ austenite grains are refined by (Mn, Mg) S, the toughness is remarkably reduced, so 0.02% is made the upper limit.
[0042]
Furthermore, the limited range of the selective elements effective for increasing the strength of the base material was determined for the following reason.
Cu is an element effective for increasing the strength of the base material. In particular, a significant increase in strength can be obtained by precipitating a fine Cu phase by aging heat treatment. If it is less than 0.05%, no increase in strength can be obtained, so 0.05% was made the lower limit. On the other hand, if the content exceeds 1.5%, embrittlement of the base material and HAZ becomes remarkable, so the upper limit was set to 1.5%.
[0043]
Ni has an effect of increasing the strength of the base material by increasing the hardenability, and further improves the toughness. If less than 0.05%, these effects cannot be obtained, so the lower limit was set to 0.05%. Ni is an expensive element, and if it exceeds 2.0%, the economic efficiency is impaired, so the upper limit was made 2.0%.
[0044]
Cr is effective in increasing the strength of the base material. If less than 0.02%, this effect cannot be obtained, so the lower limit was made 0.02%. On the other hand, if the content exceeds 1.0%, a hardened structure is generated in the HAZ, and even if the austenite grains of the HAZ are refined with (Mn, Mg) S, a large HAZ toughness improving effect cannot be obtained. Therefore, the upper limit is set to 1.0%.
[0045]
Mo is effective in increasing the strength of the base material. If less than 0.02%, this effect cannot be obtained, so the lower limit was made 0.02%. On the other hand, if the content exceeds 1.0%, a hardened structure is generated in the HAZ, and even if the austenite grains of the HAZ are refined with (Mn, Mg) S, a large HAZ toughness improving effect cannot be obtained. Therefore, the upper limit is set to 1.0%.
[0046]
Nb is an element effective for increasing the strength and refining of the base material. If less than 0.005%, these effects cannot be obtained, so the lower limit was made 0.005%. On the other hand, when the content exceeds 0.05%, precipitation of Nb carbonitrides in HAZ becomes prominent, and even if austenite grains of HAZ are refined by (Mn, Mg) S, a large HAZ toughness improving effect cannot be obtained. Therefore, the upper limit is set to 0.05%.
[0047]
V is an element effective for increasing the strength and refining of the base material. If less than 0.005%, these effects cannot be obtained, so the lower limit was made 0.005%. On the other hand, when the content exceeds 0.1%, precipitation of carbonitrides in HAZ becomes remarkable, and even if the austenite grains of HAZ are refined by (Mn, Mg) S, a large effect of improving HAZ toughness cannot be obtained. Therefore, the upper limit is set to 0.1%.
[0048]
Ti is an element effective for increasing the strength and refining of the base material. If less than 0.005%, these effects cannot be obtained, so the lower limit was made 0.005%. On the other hand, if the content exceeds 0.025%, coarse TiN is generated, which becomes the starting point of fracture. Therefore, even if the austenite grains of HAZ are refined with (Mn, Mg) S, a large HAZ toughness improving effect cannot be obtained. . Therefore, the upper limit is set to 0.025%.
[0049]
B exhibits a remarkable increase in strength particularly when controlled cooling and quenching heat treatment are performed. If the content is less than 0.0004%, the effect of increasing the strength cannot be obtained, so the lower limit is set to 0.0004%. On the other hand, if the content exceeds 0.004%, coarse B nitrides or carbon borides are precipitated and become the starting point of fracture. Therefore, even if the austenite grains of HAZ are refined by (Mn, Mg) S, large HAZ The effect of improving toughness cannot be obtained. Therefore, the upper limit is set to 0.004%.
[0050]
In the present invention, it is necessary to generate fine (Mn, Mg) S. For this reason, it is desirable to reduce the sulfide-forming elements other than Mn and Mg as much as possible. Typical elements are Ca and REM, and these are preferably 0.0005% or less.
[0051]
In the present invention, the amount of oxygen in the steel is not particularly limited. In 0.015-0.5% Al-added steel, the amount of oxygen in the steel is about 0.0003-0.0040%. However, if the amount of oxygen is within this range, the effect of refining the present invention is impaired. There is no.
In the present invention, the amount of nitrogen in the steel is not particularly limited. A normal nitrogen amount of about 0.0010 to 0.010% does not impair the refinement effect of the present invention.
The effect of improving the HAZ toughness according to the present invention is effective not only in super high heat input welding but also in high heat input welding (for example, about 100 to less than 200 kJ / cm).
In the present invention, an impurity element usually inevitably contained in steel is acceptable. Even if Cu, Ni, Cr, Mo, Nb, V, B, N, Ti or the like is mixed as an impurity, the properties of the present invention are not impaired. For example, Cu, Ni is less than 0.05%, Cr and Mo are less than 0.02%, Nb, V, Ti are less than 0.005%, and B is contained as an impurity up to less than 0.0004%. There is no adverse effect.
[0052]
For example, steel is melted at a temperature of 1650 ° C. or less, with a molten steel O concentration of 0.01% or less and a molten steel S concentration of 0.02% or less, and appropriate amounts of Mn, Mg, and Al are added. By doing so, fine (Mn, Mg) S can be generated in the molten steel. By casting this molten steel by continuous casting, fine particles of (Mn, Mg) S can be contained in the steel. Since the steel manufacturing method is sufficient if a predetermined amount of (Mn, Mg) S is present, the heating, rolling, and heat treatment conditions after casting may be appropriately selected according to the mechanical properties of the base steel material.
[0053]
【Example】
Examples of the present invention are shown below. Steel was melted by a converter and a slab having a thickness of 240 to 400 mm was manufactured by continuous casting. Table 1 shows the chemical composition of the steel material. Since the HAZ toughness greatly depends on the carbon equivalent of the steel material, in order to confirm the effect of the present invention, steels in which only Mn, Mg, S, and Al were changed with substantially the same chemical components were compared. .
[0054]
Table 2 shows the manufacturing method and thickness of the steel sheet, and the mechanical properties of the base material. As shown in the table, steel sheets were produced by controlled rolling / controlled cooling, quenching / tempering, direct quenching / tempering, and direct quenching / two-phase heat treatment / tempering. The plate thickness was 40-100 mm. A weld specimen was prepared by electrogas welding shown in FIG. 2 and electroslag welding shown in FIG. Electrogas welding with a plate thickness of 35 mm and heat input of 310 kJ / cm was performed. Here, the welding current was 610 A, the voltage was 35 V, and the speed was 4.1 cm / min. As shown in the figure, Charpy impact test specimens were collected so that the position of 3 mm (HAZ3) from the weld fusion line (FL) and the weld fusion line coincided with the notch position. The current of electroslag welding was 380 A, the voltage was 46 V, and the speed was 1.14 cm / min. The heat input is 920 kJ / cm. A Charpy impact test piece was taken so that it had the same notch position as electroslag welding. The impact test was performed at −5 ° C., and the toughness was evaluated by the average value of three repetitions. The results are shown in Table 3. Further, the microstructure of the HAZ immediately adjacent to the electroslag weld FL is measured to measure the γ particle diameter, and the number of (Mn, Mg) S particles having a particle diameter of 0.005 to 0.5 μm is determined by the above method. Table 3 shows the results measured according to the above.
[0055]
As is apparent from Table 3, the steel of the present invention has a large number of (Mn, Mg) S particles and a small γ particle size of electroslag welded HAZ. As a result, the toughness of the super large heat input weld HAZ is high. Similarly, the improvement in the HAZ toughness of the steel of the present invention is evident even in electrogas welding. In contrast, in Comparative Steels 9, 10, 18, 20, 24, 26, and 28, Mn, S, and Al are added appropriately, but the amount of Mg is lower than the range of the present invention (Mn, Mg) S particles. Therefore, the effect of suppressing the growth of γ grains is small and the effect of improving the HAZ toughness is small. In Comparative Steels 5, 16, and 22, although the addition amounts of Mn, Mg, and Al are appropriate, the addition amount of S is lower than the range of the present invention (Mn, Mg). The improvement effect is small. In Comparative Steel 6, the amount of addition of S is higher than the range of the present invention, so the number of fine (Mn, Mg) S particles is small, the γ grain growth suppressing effect is small, and the HAZ toughness improving effect is small. In Comparative Steels 7 and 8, the addition amounts of Mn, Mg and S are appropriate, but the Al addition amount is lower than the range of the present invention (Mn, Mg). Is small. In Comparative Steel 15, the addition amounts of Mg, S, and Al are appropriate, but the addition amount of Mn is lower than the range of the present invention (Mn, Mg). .
[0056]
[Table 1]

[0057]
[Table 2]

[0058]
[Table 3]

[0059]
【The invention's effect】
As explained above, in the present invention steel, FL and HAZ γ grains in super high heat input welding with heat input of 200 kJ / cm or more by finely dispersing (Mn, Mg) S particles in the steel in Al deoxidized steel. The effective crystal grains of HAZ are refined by the growth suppressing action, and the HAZ toughness can be remarkably improved. By applying the present invention to a structure to which super-high heat input welding is applied, extremely reliable welding is achieved. It is possible to produce a structure.
Therefore, the present invention is extremely effective industrially.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing the influence of the amount of Al added on the number of (Mn, Mg) S particles having a size of 0.005 to 0.5 μm.
FIG. 2 is a diagram showing electrogas welding conditions.
FIG. 3 is a diagram showing conditions for electroslag welding.
[Explanation of symbols]
1 Charpy specimen 2 Notch position of Charpy specimen: FL
3 Notch position of Charpy specimen: HAZ 3 mm

Claims

% By weight
0.04 ≦ C ≦ 0.25,
0.02 ≦ Si ≦ 0.5,
0.2 ≦ Mn ≦ 2.0,
P ≦ 0.02,
0.002 ≦ S ≦ 0.02,
0.015 <Al ≦ 0.5,
0.0005 ≦ Mg ≦ 0.005,
And (Mn, Mg) S having a particle diameter of 0.005 to 0.5 μm is contained in an amount of 1.0 × 10 ^{5 to} 1.0 × 10 ⁷ per square mm, and the balance is Fe and inevitable impurities. A high-strength steel for super-high heat input welding characterized by being steel.

Furthermore, the matrix strength increasing element group,
0.05 ≦ Cu ≦ 1.5,
0.05 ≦ Ni ≦ 2.0,
0.02 ≦ Cr ≦ 1.0,
0.02 ≦ Mo ≦ 1.0,
0.005 ≦ Nb ≦ 0.05,
0.005 ≦ V ≦ 0.1,
0.005 ≦ Ti ≦ 0.025,
0.0004 ≦ B ≦ 0.004,
The high-tensile steel for super-high heat input welding according to claim 1, comprising one or more of the following.