JP4355866B2

JP4355866B2 - Steel material excellent in welding heat-affected zone characteristics and method for producing the same

Info

Publication number: JP4355866B2
Application number: JP16172199A
Authority: JP
Inventors: 威一ノ瀬; 隆弘櫛田; 昌彦濱田; 裕一小溝
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Priority date: 1999-06-08
Filing date: 1999-06-08
Publication date: 2009-11-04
Anticipated expiration: 2019-06-08
Also published as: JP2000345286A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶接入熱２００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接から、溶接入熱４０ｋＪ／ｃｍ以下の小入熱溶接に至る広い入熱条件における、電子ビーム溶接またはレーザー溶接により溶接した鋼材の溶接熱影響部の特性に優れた鋼材に関する。なお、本発明では溶接熱影響部の特性とは、溶接熱影響部の靱性、および耐食性をいい、耐食性は耐硫化物応力腐食割れ性（以下、耐ＳＳＣと記す）をいう。
【０００２】
【従来の技術】
一般に鋼材を溶接すると、溶接金属に接する溶接熱影響部（以下、ＨＡＺと記す）では、結晶粒が粗大化して靱性が劣化することが知られている。特に溶接金属と母材の境界部分（以下、ボンド部と記す）は、組織の粗大化が最も著しく靱性が最も低下する。
【０００３】
また、鋼材は大入熱溶接を施される一方で、しばしば小入熱溶接も実施される。小入熱溶接の場合は、鋼材の成分、板厚および予熱条件等によっては溶接後の溶接部の冷却速度が大きくなり、焼入れ状態になってＨＡＺは著しく硬化してしまう。ＨＡＺの硬化は、溶接部の低温割れや耐食性（耐ＳＳＣ性）の低下を招くのみでなく靱性も劣化させる。
【０００４】
電子ビーム溶接やレーザー溶接という、指向性高エネルギービームによる溶接ではこの傾向が特に顕著である。
【０００５】
このようなＨＡＺの硬化による溶接低温割れを管理する指標として、Pcm がある。このPcm と鋼板の板厚ｔおよび溶接金属中の水素量Ｈできまる溶接低温割れ感受性指数 Pc値（Pc＝Pcm＋Ｈ／６０＋ｔ／６００）を制限することで、溶接部の低温割れを回避することができることは知られている。しかし、このPc値を制限する方法は、合金成分の含有量を削減することによりＨＡＺ硬度を減じる方法であり、成分設計に対して強い制限を与えるため、必ずしも満足できる方法ではない。
【０００６】
特開平１０−８８２７６号公報には、溶接熱影響部靱性に優れた溶接構造用高張力鋼が開示されている。この高張力鋼は、希土類元素，Ｖ，Ｎ，ＯおよびＢの規制によって、小入熱から大入熱溶接に至るまで、ＨＡＺにおけるγ粒の成長抑制とγ粒内核生成による組織微細化を図ったことを特徴としている。このγ粒の成長抑制およびγ粒内核生成サイトの導入のどちらも焼き入れ性を下げる効果があるため、同公報には記載されていないものの、ＨＡＺ硬化の抑制も期待できる。しかし、この方法は高価な希土類元素を使用しなければならず、鋼材のコスト面では必ずしも好ましい方法ではない。
【０００７】
特公平４−２８４７４号公報には、溶接金属の靱性に優れた低合金高張力鋼の溶接方法が開示されている。この方法は、鋼板にＴｉ酸化物を均一に分散させておくことで、電子ビーム溶接時に溶接金属をTi酸化物の働きで微細な針状フェライト組織にして、靱性を改善することを特徴としている。
【０００８】
この方法によれば、溶接金属の組織は微細化され高靱化される。しかし、ＨＡＺには効果がない。小入熱溶接のＨＡＺの組織の微細化には、大入熱溶接に比べて多数の酸化物粒子が分散している必要があり、Ti酸化物では小入熱溶接の熱影響部を微細化するに足るだけの十分な分散密度が確保できない。
【０００９】
また、耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性を鋼板に付与するためには、Ｓを低減して粗大なＭｎＳ系介在物の生成を防止する必要があるが、脱硫処理をおこないつつＴｉ酸化物の微細分散を図ることは著しく困難である。脱硫元素は脱酸反応も起こし、一般にＳよりもＯの方が反応性が高いため、脱硫処理はより強い脱酸処理となり、酸化物としての安定度が低いＴｉ系酸化物は、還元されて鋼中から失われてしまう。
【００１０】
耐炭酸ガス腐食性向上のためには、Ｃｒ添加が有効なことが知られている（特開平４−３４１５４０号公報）。しかし、Ｃｒの添加は、不可避的にPcm値を高め、小入熱溶接部における硬度を過度に高めてしまう。
【００１１】
生産が容易で、大入熱から小入熱に至る入熱条件で溶接した熱影響部で過度の硬化が起らず、ＨＡＺの靱性および耐食性が優れた鋼材の開発が望まれている。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の課題は、溶接入熱２００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接から、４０ｋＪ／ｃｍ以下の小入熱溶接に至る広い入熱条件の溶接において、電子ビーム溶接やレーザー溶接というであっても、溶接熱影響部の硬化が小さく良好な靱性を有し、かつ耐硫化物応力腐食割れ性（以下、耐ＳＳＣ性と記す）に優れた鋼材を提供することである。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は以下の通りである。
【００１４】
（１）質量％で、Ｃ：０．０１５〜０．１８％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、sol.Ａｌ：０．０００２〜０．００１２％、Ｔｉ：０．００３〜０．０２％、Ｏ（酸素）：０．００２〜０．００５％、Ｂ：０．００２％以下、Ｎ：０．００７％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなり、下記式（１）を満足していることを特徴とする、溶接熱影響部特性に優れた電子ビーム溶接用またはレーザー溶接用鋼材。
０．３＜Ｏ（酸素）／sol.Ａｌ ^０．７＜１．８・・・・・（１）
（２）さらに、質量％で、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｂ：0．1％以下およびＭｏ：０．５％以下のうち、１種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の溶接熱影響部特性に優れた電子ビーム溶接用またはレーザー溶接用鋼材。
（３）さらに、質量％で、Ｎｉ：４％以下を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の溶接熱影響部特性に優れた電子ビーム溶接用またはレーザー溶接用鋼材。
（４）さらに、質量％で、Ｃｒ：２％以下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溶接熱影響部特性に優れた電子ビーム溶接用またはレーザー溶接用鋼材。
【００１５】
（５）上記（１）〜（４）のいずれかの化学組成を有する鋳片を連続鋳造法にて鋳造するに際して、下記の（ａ）および（ｂ）のうちの一方または双方の操作を加えて鋳造し、その後に熱間圧延することを特徴とする、溶接熱影響部特性に優れた電子ビーム溶接用またはレーザー溶接用鋼材の製造方法。
【００１６】
（ａ）鋳型から引き抜かれた鋳片にバルジングを生じさせ、鋳片の凝固完了前にバルジング量相当の圧下を加える。
【００１７】
（ｂ）鋳型から引き抜いた鋳片の未凝固部を、電磁撹拌装置を用いて撹拌する。
【００１８】
本発明者らは、小入熱から大入熱で溶接した熱影響部が靱性や耐食性に優れた鋼材を開発するため、実験室および実製造ラインにて様々な試験をおこなった結果、以下のような知見を得て本発明を完成するに至った。
【００１９】
１）Ｔｉ脱酸にて鋼を溶製した鋼は、大入熱溶接をおこなった場合、ＨＡＺ部でγ粒内フェライト析出による組織微細化が起こるが、小入熱のＳＡＷや電子ビーム溶接、レーザー溶接の場合のＨＡＺでは、そのような効果は観察されない。これは、小入熱溶接ＨＡＺでγ粒内フェライトを析出させるためには、大入熱溶接の場合に比して、高い分散粒子密度が必要で、Ti酸化物では十分な分散密度が確保できないためである。
【００２０】
２）スラグ組成やＡｌの添加量を調整して、凝固後のｓｏｌ．Ａｌ量が０．０００２〜０．００１２％となるように制御した場合、小入熱溶接したＨＡＺにおいても粒内核生成組織が観察された。この効果により、小入熱溶接したＨＡＺの靱性が向上するだけでなく、ＨＡＺの硬さも低減された。また、小入熱ＨＡＺで良好な特性が得られた場合、大入熱溶接ＨＡＺでも良好な特性が得られた。ただし、sol.Al量の制限だけでは、安定して好ましい特性の鋼材を得ることはできない。
【００２１】
３）ｓｏｌ．Ａｌ量の高精度制御に加えて、鋼材中のＯ（酸素）の全含有量と、ｓｏｌ．Ａｌ量との関係を下記の（１）式を満足させることで、安定して小入熱ＨＡＺ特性を確保することができる。
０．３＜Ｏ（酸素）／ｓｏｌ．Ａｌ^０．７＜１．８・・・・・（１）
【００２２】
０．３＜Ｏ／ｓｏｌ．Ａｌ ^0.7 ＜１．８
４）Ａｌ、ＴｉおよびＭｎの含有量を適正範囲にすると、鋼中には直径０．２〜３μｍ程度の微細なＡｌ−Ｔｉ−Ｍｎ系複合酸化物粒子が多数形成され、これらの粒子が小入熱溶接条件から大入熱溶接条件に至る広い入熱条件でγ粒内におけるγ−α核生成サイトとして機能し、組織が微細化される。
【００２３】
５）鋼中の全酸素量Ｏとｓｏｌ．Ａｌとが、上記範囲から外れた場合、鋼中の酸化物はＴｉ ₂ Ｏ ₃ あるいはＡｌ−Ｔｉ酸化物となって分散密度は減少し、核生成の頻度も低下する。
【００２４】
６）Ａｌ、ＯおよびＴｉの含有量を適正範囲にすると、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｎが析出し、凝固組織が微細化され、その結果ＭｎＳも微細化されて耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性が改善できる。
【００２５】
７）耐炭酸ガス腐食性を向上させるためには、Ｃｒ添加が有効であるが、ＣｒはＰcmを高めるため通常はＨＡＺ硬さを高める。しかし、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｎ酸化物粒子からの粒内核生成効果によって、ＨＡＺ硬度の上昇が抑制されて靱性劣化も回避される。
【００２６】
８）連続鋳造に際して、鋳型から引き抜かれた鋳片に対して一旦バルジングを起こさせ、鋳片中心部の凝固完了直前に、圧下ロールによって鋳片に対してバルジング量相当の圧下を加えることで、耐サワー特性で最も問題になる鋳片中心部のＭｎ偏析が大きく改善され、６）の効果と相まって、耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性が改善される。
【００２７】
９）鋳片の凝固完了前に、電磁撹拌装置を用いて未凝固溶鋼に対して撹拌を加えることで、やはり鋳片中心部のＭｎ偏析は大きく改善され、８）と同様の効果が得られる。
【００２８】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の鋼材の化学組成を限定した理由を説明する（以下、％表示は質量％を示す）各成分の限定理由に付いて述べる。
【００２９】
Ｃ
Ｃは、強度を確保するために必要な元素で、０．０１５％未満では必要とする強度を確保することができない。望ましくは、０．０２％以上である。一方、０．１８％を超えると、溶接した場合にＨＡＺ、母材共に靱性を確保することが難しくなる。望ましくは、０．１６％未満である。したがって、Ｃの含有量は、０．０１５〜０．１８％とした。
【００３０】
Ｓｉ
Ｓｉは、脱酸作用があると共に鋼板の強度上昇にも寄与する。しかし、１％を超えて含有させた場合、靭性の低下をもたらすため、１％を上限とする。また、鋼の脱酸に支障を来さない限り、Ｓｉは幾ら少なくとも問題はない。
【００３１】
Ｍｎ
Ｍｎは鋼の焼入れ性高める効果があり、強度確保に有効な成分である。含有量が０．５％未満では、焼入れ性の不足によって強度および靱性が得られない。一方、２．５％を超えて含有させると、偏析が増すと共に焼入れ性が高まりすぎて溶接時にＨＡＺ、母材共に靱性が低下する。従ってＭｎの含有量は０．３〜２．５％とした。
【００３２】
Ｐ
Ｐは、不純物として鋼中に不可避的に存在する。０．０５％を超えると、粒界に偏析して靭性を低下させるのみならず、溶接時に高温割れを招くため０．０５％以下とする必要がある。加えて、Ｐは延性破面率を悪化させ、Ｘ７０（ＡＰＩ規格）以上の高強度で延性破面率の低下をもたらす。したがって、Ｘ７０以上の強度を得る場合には、０．０２％以下とすることが望ましい。
【００３３】
Ｓ
ＳはＭｎと結合して硫化物を形成し、介在物として鋼中に存在してＨＩＣやＳＳＣの原因となる。鋼材に耐ＨＩＣ性を要求しない場合は厳しく低減する必要はないが、それでも０．００８％を超えると母材靱性の劣化をもたらすので、上限を０．００８％とした。本発明鋼は、後述するようにｓｏｌ．Ａｌ含有量を微量調整することによりＡｌ−Ｔｉ−Ｍｎ酸化物を鋼中に析出させたことを特徴としているが、その酸化物により凝固組織が微細化され、その結果粗大なＭｎＳが形成されにくくなる。そのため、Ｓ含有量の影響が小さくなって比較的良好な耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性を備える。それでも、耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性が必要な用途に使用する場合は、Ｓ量は０．００６％未満にするのが好ましく、さらに望ましいのは０．００５％未満である。
【００３４】
ｓｏｌ．Ａｌ
ｓｏｌ．Ａｌは、通常のＡｌキルド鋼においては脱酸のためにｓｏｌ．Ａｌの形で０．０３％程度含有させるが、本発明ではＡｌ−Ｔｉ−Ｍｎ系複合酸化物を鋼中に形成させる必要があるため、ｓｏｌ．Ａｌはより低い値に制御しなければならない。しかし、０．０００２％未満では、鋼中酸化物はＴｉ酸化物あるいはＴｉ−Ｓｉ−Ｍｎ酸化物となってしまうため、有効な酸化物が鋼中に形成されない。一方、ｓｏｌ．Ａｌが０．００１２％を超える場合は、鋼中酸化物はＡｌ酸化物、あるいはＴｉ−Ａｌ酸化物となって鋼中に分散しなくなる。好ましくは０．００１％以下である。
【００３５】
また、適正なＡｌ−Ｔｉ−Ｍｎ酸化物を形成させるためには、ｓｏｌ．Ａｌ量は、下記式（１）の関係も満足しなければならない。これ以外の範囲では、微細分散する適正な酸化物は得られない。
【００３６】
０．３＜Ｏ（酸素）／ sol. Ａｌ ^0.7 ＜１．８・・・・・・・（１）
この酸化物の分散状況は、凝固時の冷却速度が遅いほど低下する様相を示したが、０．２℃／分以上の冷却速度で有れば、溶接ＨＡＺの靱性は良好であった。この冷却速度は、連続鋳造で製造する場合には容易に得られる速度である。
【００３７】
Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｎ系複合酸化物は、Ａｌ酸化物やＴｉ酸化物に比べて融点が低く、鋳造時にはＡｌ、Ｔｉ、Ｍｎを含む液相の酸化物として溶鋼から分離してくると考えている。一般に液相−液相界面は、液相−固相界面よりも界面エネルギーが低いため、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｎ系複合酸化物は、Ａｌ酸化物やＴｉ酸化物に比べて遙かに凝集しにくく微細分散し易い。Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｎ系複合酸化物は、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｎの各酸化物以外にＭｇ、ＣａやＳｉ等のような酸化物を微量含んでいる。Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｎ系複合酸化物の融体は凝固して固体となるが、その際にＴｉ₂ＭＯ₄やＡｌ₂ＭｎＯ₄（Galaxite）にちかい組成を有する酸化物に分離する傾向がある。
Ｔｉ
Ｔｉは、主に脱酸元素として利用するが、Ａｌ，Ｔｉ，Ｍｎからなる酸化物相を形成させる。この酸化物相を鋼中に形成させるためには、鋼中のＴｉの総量は０．００３％以上は必要であり、一方０．０２％を超えて含有させた場合には、形成される酸化物がＴｉ酸化物、あるいはＴｉ−Ａｌ酸化物となって分散密度が低下し、特に小入熱溶接部熱影響部における組織を微細化する能力が失われる。このため、Ｔｉ含有量は０．０２％未満でなくてはならない。好ましくは０．０１７％である。
【００３８】
Ｏ（酸素）
酸素は、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｎ複合酸化物を形成させるための重要な元素であり、、０．００２％未満ではＡｌ酸化物やＴｉ酸化物が形成され、十分な量のＡｌ−Ｔｉ−Ｍｎ系複合酸化物を形成させることができなくなる。一方０．００５％を超えると清浄度が低下して靱性が劣化する。したがって、酸素含有量は０．００２〜０．００５％とした。
【００３９】
Ｂ
Ｂは、焼入れ性を向上させる元素で、含有量が０．００２％を超えると靱性の劣化をもたらす。なお、含有させる場合は、０．０００２％以上とするのが好ましい。
【００４０】
Ｎ
鋼中のＮは、多量に存在する場合にはＨＡＺ靭性の悪化原因となる。通常は、鋼にＴｉを添加してＴｉＮの形で固定して無害化しているが、本発明においては、Ｔｉは上限が厳しく制限されている上に、Ｔｉのほとんどの量は酸化物の形成に消費されてしまい、ＴｉＮは殆ど形成されない。そのため、Ｎは０．００７％以下でなければ母材、ＨＡＺとも靱性が劣化するのを避けることができない。望ましくは、０．００６％以下である。
【００４１】
上記の元素以外に、必要により下記のような他の元素を含有させることができる。代表的な元素を以下に示すが、それらに限定されるものではない。
【００４２】
Ｃｕ
Ｃｕは、強度および耐食性をより向上させる場合に含有させる。特に、ｐＨの高い環境では鋼中への水素侵入を抑制して母材の耐ＨＩＣ性を向上させる作用を有する。母材の耐ＨＩＣを向上させるためには、０．５％以下の含有量で効果を得ることができる。一方、強度向上に利用する場合、０．５％以下でも効果があるが、それ以上含有させると焼入れ−焼戻し処理をおこなった場合にＣｕ時効効果が得られ、一層強度が高まる。しかし、１．５％を超えて含有させても、コスト上昇に見合った性能の改善が見られない。
【００４３】
Ｎｉ
Ｎｉは固溶状態において鋼のマトリックス（生地）の靭性を高める効果があるので、より優れた靭性を安定して得る必要がある場合に含有させるのがよい。含有量を０．０５％以上とすると焼入性向上効果も得られるので、０．０５％以上とすることが望ましい。特に、Ｃｕを添加する場合は圧延時のひび割れ（Ｃｕチェッキング）を防止するために、０．１％以上のＮｉを含有させる必要がある。しかし、４％を超えると合金コストの上昇に見合った特性の向上が得られないので、上限は４％とするのがよい。
【００４４】
Ｃｒ
Ｃｒは、耐炭酸ガス腐食性を高め、また焼入性を高めるのに有用である。Ｃｒのこの様な効果を積極的に利用しようとする場合、０．２％以上の含有量とするのがよい。しかし、２％を超えて含有させると、他の成分条件を満足させても、ＨＡＺの硬化の抑制が難しくなる他、耐炭酸ガス腐食性向上効果も飽和する。望ましくは、１．５％以下である。
【００４５】
Ｎｂ
Ｎｂは、細粒化と炭化物析出により母材の強度および靱性を向上させる。また、細粒化によって母材の耐ＳＳＣ性を向上させる効果がある。しかし、その含有量が０．００２％未満では前記効果が得られない。一方、０．１％を超えると母材の性能向上効果が飽和する一方でＨＡＺの靱性を著しく損なう。
【００４７】
Ｍｏ
Ｍｏは、母材の強度と靱性を向上させる効果がある。しかし、含有量が０．０３％未満では前記効果が得られなく、また０．５％を超えると特にＨＡＺの硬度が高まり靱性と耐ＳＳＣ性を損なう。
【００４８】
次に、製造方法について説明する。
【００４９】
上記の化学組成を有する鋼を連続鋳造設備にて鋳造するに際して、下記の（ａ）および（ｂ）のうちの一方、または双方の操作を加えて鋳造するのがよく、ＨＡＺに一層優れた耐ＳＳＣ性を、また母材に耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性を付与することができる。
【００５０】
（ａ）鋳型から引き抜かれた鋳片にバルジングを生じさせ、鋳片の凝固完了前にバルジング部に圧下ロールによりバルジング量相当の圧下を加える。
【００５１】
（ｂ）鋳型から引き抜いた鋳片の未凝固部を、電磁撹拌装置を用いて撹拌する。
【００５２】
このような操作をおこなうのは、鋳片の最終凝固部となる鋳片厚さ方向の中心部にＭｎ、ＳおよびＰなどが偏析するのを防止するためである。偏析が生じると偏析部分において靱性の低下や耐食性の劣化が生じやすい。
【００５３】
鋳片にバルジングを起こさせるためには、鋳型の下流側に配列されたガイドロールの鋳片厚さ方向の間隔を、下流側に段階的に増加させるのがよい。また、バルジングを発生させる位置は、鋳片中心部の固相率が０．１以下の位置が好ましい。バルジング量は、鋳片の厚さが２００〜３００ｍｍ程度の場合、鋳片の厚さ（鋳型短辺の長さ）より２０〜１００ｍｍ厚くする量とするのが適当である。
【００５４】
バルジング量相当の圧下は、偏析部分を分散させるためで鋳片中心部の固相率が０．８未満となる凝固完了点の少し前の位置でおこなうのが好ましい。
【００５５】
ここで、固相率とは、液相と固相からなる未凝固部における固相の比率（体積比率）を意味する。この固相率は、鋳片厚さ方向の一次元非定常伝熱解析により求めることができる。溶鋼の凝固中は潜熱が放出されるので、固液共存域における潜熱の放出比率から固相率を求めることができる。
【００５６】
上記（ａ）の他に、一般に使用されている電磁撹拌装置を用いて、鋳片内の未凝固溶鋼に対して撹拌を加え偏析元素を分散させることも有効である。この撹拌は、固相率０．０５〜０．７の範囲の領域でおこなうと効果的である。
【００５７】
【実施例】
表１に示す１７種の化学組成の鋼を溶製し、連続鋳造設備による鋳片または真空溶解炉による１５０ｋｇインゴットとした。鋳片の寸法は、厚さ２００ｍｍ、長さ２０００ｍｍで、インゴットは真空溶解炉で溶解して１５０ｋｇインゴットとした。連続鋳造では、表２に示すように、鋳型から引き抜かれた後鋳片内部が凝固する前に鋳片をバルジングさせて圧下および／または電磁撹拌をおこなった。バルジングさせた場合の圧下は一対のロールによりおこなった。
【００５８】
【表１】

【００５９】
【表２】

【００６０】
次に、インゴットは鍛造してスラブとし、鋳片と共に１１００℃に加熱した後、表３に示す条件で熱間圧延と熱処理を施して鋼板とした。溶接前の特性を調べるため、得られた鋼板からＪＩＳＺ２２０１号引張試験片、ＪＩＳＺ２２０２に規定のＶノッチシャルピー衝撃試験片および腐食試験片を製作した。腐食試験は、耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性および耐炭酸ガス腐食性を調べるため下記の方法でおこなった。
【００６１】
【表３】

【００６２】
▲１▼ 耐ＨＩＣ性
米国の規格「ＮＡＣＥＴＭ−０２８４ METOD A」に規定されている方法で評価した。すなわち、ＮＡＣＥ浴（０．５％酢酸＋５％食塩水，２５℃，１気圧Ｈ ₂ Ｓ飽和）に９６時間浸漬したときの割れ面積率（ＣＡＲ）を測定した。評価は、「ＣＡＲ≦２％」のものが耐ＨＩＣ性に優れるとして０．２％を超えるものは耐ＨＩＣ性に劣るとして×印で示した。
【００６３】
ＨＩＣ試験片の寸法は、厚さ：表３に記載の鋼板厚さ、幅：２０ｍｍ、長さ：１００ｍｍとし、各鋼板毎に３枚採取した。これの試験片を浸漬試験に供した後、超音波探傷法で断面のＨＩＣ面積（ＣＲＡ）を下記式で求め、３枚の平均値で評価した。
【００６４】
ＣＡＲ（％）＝１００×｛ＨＩＣ面積／（試験片幅×試験片長）｝
なお、ＣＡＲは、ＣＬＲ（幅方向の割れ長さ）のほぼ３分の１に対応していることが経験的に知られており、「ＣＡＲ≦２％」は「ＣＬＲ≦５％」に対応する。
【００６５】
図２は、鋼板７から、耐ＨＩＣ性を調べるための腐食試験片を採取した位置を示す図である。
【００６６】
図３は、腐食試験後の試験片の縦断面図で、斜線部は水素誘起割れした部分を示す。
【００６７】
▲２▼ 耐ＳＳＣ
米国の規格「ＮＡＣＥＴＭ−０１７７ METHOD A」に規定されている方法で評価した。すなわち、、鋼板の板厚中心部から平行部が６．３５ｍｍ×２５．４ｍｍの丸棒試験片を採取した後、これにＮＡＣＥ浴中で８０％ＳＭＹＳ（規格最小ＹＳ）の引張り応力を付与し、７２０時間が経過するまでの間に破断が生ずるか否かを調べた。そして破断しなかったものを耐ＳＳＣ性に優れるとして○印で、破断したものについては、耐ＳＳＣ性が劣るとして×印で表示した。
【００６８】
▲３▼ 耐炭酸ガス腐食性
耐炭酸ガス腐食性については、各鋼板から切り出した試験片を、１気圧の炭酸ガスを飽和させた５０℃の人工海水中に９６時間浸漬し、その際の腐食減量から計算した腐食速度にて評価した。
【００６９】
これらの試験結果を併せて表３に示す。
【００７０】
鋼番号２〜９は、本発明例の鋼である。鋼番号１０〜１８の鋼は、本発明の鋼に対応する比較例であり、主要な強化元素の含有量は同一であるが、Ａｌ、ＴｉおよびＯ（酸素）の含有量が異なっており、本発明で規定する範囲外になっている。
【００７１】
表３から明らかなように、本発明例の場合は靱性、耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性ともに良好であるが、比較例１０ａ〜１２ａおよび１６ａは耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性の一方または双方とも好ましくない。比較例の１３ａ〜１５ａおよび１７ａ、１８ａは、母材としての特性は良好であるが、後述するＨＡＺの特性が好ましくない。
【００７２】
鋼板番号３ａおよび７ａ、８ａおよび９ａは、本発明の方法により製造されたものである。これに対して、鋼板番号４ａ、５ａおよび６ａは１５０ｋｇインゴットから鋼板にしたものであり、インゴットのサイズが比較的小さくＭｎ、Ｓの偏析が小さいため母材特性は良好である。
【００７３】
Ｃｒを含有している鋼板２ａおよび６ａは、表３に示すように耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性に加えて、耐炭酸ガス腐食性も良好である。これに対し、Ｃｒを含まない鋼板１ａ、９ａは、腐食速度が速く耐炭酸ガス腐食性が好ましくない。
【００７４】
次いで、溶接後のＨＡＺの特性を調べるため、各鋼板から溶接用の縦：４００ｍｍ、横：３００ｍｍの試験片を切り出し、突き合わせ溶接をおこなった。
【００７５】
溶接方法は、レーザー溶接、電子ビーム溶接およびＳＡＷの３種類の方法とした。
【００７６】
ＳＡＷにおいては、ルートギャップ１〜２mmのＶ開先に対して、２０kJ/cmにて多層溶接をおこなった。
【００７７】
レーザー溶接は、出力１０ｋＷの炭酸ガスレーザーを用い、大気圧Ａｒガスシールド雰囲気で、ルートギャップ無しのＩ開先にて実施した。
【００７８】
電子ビーム溶接は、真空チャンバー内で、電圧１５０kV、電流１５０mA、振幅０．８mmにて、ルートギャップ無しのＩ開先に対して、速度２０cm/min〜８０cm/minで溶接した。このレーザー溶接や電子ビーム溶接の溶接入熱は、２０kJ/cmか、あるいはそれよりも小さな入熱に相当する。
【００７９】
また、板厚が３２ｔ以上の鋼板については、Ｘ開先にて、内外面一層ＳＡＷの大入熱溶接も実施して、大入熱ＨＡＺ特性を調査した。
【００８０】
溶接後、各鋼板のＨＡＺを含む位置から硬度測定試験片、シャルピー衝撃試験片、引張試験片および腐食試験片をそれぞれ切り出し、ＨＡＺの最高硬さ、ＨＡＺ靱性、溶接部（溶接金属部およびＨＡＺをいう）の引張り強さおよび溶接部の耐ＳＳＣ性を求めた。
【００８１】
溶接熱影響部の最高硬さは、ビッカース１０ｋｇｆにて測定した。
【００８２】
図１は、突き合わせ溶接した鋼板からシャルピー衝撃試験片および引張試験片を採取した位置を示す図で、図１（ａ）はサブマージアーク溶接した鋼板の場合、図１（ｂ）は電子ビーム溶接およびレーザ溶接した場合の図である。
【００８３】
図１（ａ）および図１（ｂ）に示すように、シャルピー衝撃試験片１は、溶接した鋼板２の溶接金属５とＨＡＺ６の境界であるボンド部にＶノッチ４がくるように採取した。試験片は、ＪＩＳＺ２２０２Ｖノッチ衝撃試験片とした。ただし、母材厚さが１０ｍｍに満たない鋼材については、５ｍｍ厚のハーフサイズ試験片で代用した。
【００８４】
また、引張試験片は、図１（ａ）および図１（ｂ）に示すように、引張試験片３の平行部の中央に溶接金属がくるように採取した。
【００８５】
溶接部の耐食性については、図１で示した引張り試験片を採取した同等の位置である板厚中心部から溶接金属が中心に位置するようにＳＳＣ試験片を切り出し、母材の場合と同様の試験をおこなってＳＳＣ性を評価した。
【００８６】
なお、各試験方法は前記の方法と同じ方法でおこなった。これらの小入熱溶接した場合の試験結果を表４に示す。
【００８７】
【表４】

【００８８】
鋼板２a〜９aは、本発明例の鋼板であるが、いずれの溶接方法にて溶接した場合でも優れたＨＡＺ靱性を示す。これに対し、比較例の１０a〜１８aの鋼板のＨＡＺ靱性は、軒並み好ましくない。
【００８９】
また、本発明例の鋼板では、耐ＳＳＣも良好であるが、比較例ではＳを低減した１３ａ〜１５ａの鋼板で良好な結果が得られているものの、他の比較例の鋼板では、ＨＡＺ硬さが高いことなどが影響して、耐ＳＳＣも劣悪となっている。１１ａも比較的Ｓは低いが、ＨＡＺ硬さが高いため、耐ＳＳＣ性は好ましくない。
【００９３】
【発明の効果】
接熱影響部の靱性に優れており、また本発明の製造方法で製造した鋼材は、耐硫化物応力腐食割れ性に優れており、溶接施工に対する制限を大きく緩和し、腐食環境を含む多様な環境下で使用に耐える安全な溶接構造物を構築することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】突き合わせ溶接した鋼板から引張り試験片等を採取した位置を示す図である。
【図２】鋼板から腐食試験片を採取した位置を示す図である。
【図３】水素誘起割れ状態を示す試験片の断面図である。
【符号の説明】
１シャルピー衝撃試験片採取位置
２鋼板
３引張試験片採取位置
５溶接金属
６溶接熱影響部（ＨＡＳ）
７腐食試験片（耐ＨＩＣ性調査用）[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
  The present invention is applicable to a wide range of heat input conditions ranging from high heat input welding with a heat input of 200 kJ / cm or more to small heat input welding with a heat input of 40 kJ / cm or less.,Electron beam weldingOr laser weldingIt is related with the steel material excellent in the characteristic of the welding heat-affected zone of the steel material welded by. In the present invention, the characteristic of the weld heat affected zone refers to the toughness and corrosion resistance of the weld heat affected zone, and the corrosion resistance refers to sulfide stress corrosion cracking resistance (hereinafter referred to as SSC resistance).
[0002]
[Prior art]
In general, it is known that when a steel material is welded, in a heat affected zone (hereinafter referred to as HAZ) in contact with a weld metal, crystal grains become coarse and toughness deteriorates. In particular, at the boundary portion between the weld metal and the base metal (hereinafter referred to as a bond portion), the coarsening of the structure is most remarkable and the toughness is most deteriorated.
[0003]
Further, while steel materials are subjected to high heat input welding, small heat input welding is often performed. In the case of small heat input welding, the cooling rate of the welded portion after welding increases depending on the components of the steel material, the plate thickness, the preheating conditions, etc., and the HAZ hardens markedly in a quenched state. The hardening of the HAZ not only causes low-temperature cracking and corrosion resistance (SSC resistance) of the weld, but also deteriorates toughness.
[0004]
  Electron beam weldingAndLaser weldingThatThis tendency is particularly remarkable in welding with a directional high-energy beam.
[0005]
As an index for managing the welding cold cracking due to the hardening of the HAZ, there is Pcm. By limiting this Pcm and the thickness t of the steel sheet and the weld cold cracking susceptibility index Pc value (Pc = Pcm + H / 60 + t / 600), which is determined by the hydrogen content H in the weld metal, it is possible to avoid cold cracking in the weld zone. It is known that it can be done. However, the method of limiting the Pc value is a method of reducing the HAZ hardness by reducing the content of the alloy component, and it is not always a satisfactory method because it imposes a strong limitation on the component design.
[0006]
Japanese Patent Application Laid-Open No. 10-88276 discloses a high-strength steel for welded structure having excellent weld heat affected zone toughness. This high-strength steel is designed to suppress the growth of γ grains in HAZ and refine the structure by nucleation within γ grains from rare heat input to high heat input welding by regulating rare earth elements, V, N, O and B. It is characterized by that. Since both the suppression of the growth of γ grains and the introduction of γ intragranular nucleation sites have the effect of reducing the hardenability, although not described in the publication, the suppression of HAZ hardening can also be expected. However, this method must use an expensive rare earth element, and is not necessarily a preferable method in terms of the cost of the steel material.
[0007]
Japanese Examined Patent Publication No. 4-28474 discloses a welding method for low-alloy high-strength steel having excellent weld metal toughness. This method is characterized in that the Ti oxide is uniformly dispersed in the steel sheet, so that the weld metal is made into a fine acicular ferrite structure by the action of the Ti oxide during electron beam welding, thereby improving the toughness. .
[0008]
According to this method, the structure of the weld metal is refined and toughened. However, HAZ has no effect. In order to refine the HAZ structure of small heat input welding, it is necessary to disperse many oxide particles compared to large heat input welding. With Ti oxide, the heat affected zone of small heat input welding is refined. Insufficient dispersion density cannot be secured.
[0009]
In order to impart HIC resistance and SSC resistance to the steel sheet, it is necessary to reduce S to prevent the formation of coarse MnS inclusions, but fine dispersion of Ti oxide while performing desulfurization treatment Is extremely difficult to achieve. The desulfurization element also causes a deoxidation reaction. Generally, O is more reactive than S, so the desulfurization treatment is a stronger deoxidation treatment, and the Ti-based oxide having low stability as an oxide is reduced. Lost from inside the steel.
[0010]
It is known that Cr addition is effective for improving the corrosion resistance of carbon dioxide gas (Japanese Patent Laid-Open No. 4-341540). However, the addition of Cr inevitably increases the Pcm value and excessively increases the hardness in the small heat input weld.
[0011]
It is desired to develop a steel material that is easy to produce, has no excessive hardening in a heat-affected zone welded under heat input conditions ranging from high heat input to small heat input, and has excellent HAZ toughness and corrosion resistance.
[0012]
[Problems to be solved by the invention]
  The problem of the present invention is that welding in a wide heat input condition ranging from high heat input welding with a heat input of 200 kJ / cm or more to small heat input welding with a heat input of 40 kJ / cm or less.,Electron beam welding or laser-Even in the case of welding, it is to provide a steel material which has small hardening at the heat affected zone and has good toughness and excellent sulfide stress corrosion cracking resistance (hereinafter referred to as SSC resistance).
[0013]
[Means for Solving the Problems]
The gist of the present invention is as follows.
[0014]
  (1)mass%, C: 0.015 to 0.18%, Si: 1% or less, Mn: 0.5 to 2.5%, P: 0.05% or less, S: 0.008% or less, sol.Al : 0.0002 to 0.0012%, Ti: 0.003 to 0.02%, O (oxygen): 0.002 to 0.005%, B: 0.002% or less, N: 0.007% or less ContainingThe balance consists of Fe and impurities,Excellent welding heat-affected zone characteristics, characterized by satisfying the following formula (1)For electron beam welding or laser weldingSteel material.
        0.3 <O (oxygen) /sol.Al ^0.7 <1.8 (1)
  (2) Further, by mass%, Cu: 1.5% or less, Nb: 0.1% or less, and Mo: 0.5% or less, containing at least one kind, Steel for electron beam welding or laser welding with excellent weld heat affected zone properties as described in 1.
  (3) The steel material for electron beam welding or laser welding excellent in welding heat affected zone characteristics according to claim 1 or 2, further comprising Ni: 4% or less by mass%.
  (4) Electron beam welding or laser welding excellent in welding heat-affected zone characteristics according to any one of claims 1 to 3, further comprising Cr: 2% or less in mass%. Steel material.
[0015]
  (5) Above (1)Any of (4)When casting a slab having the following chemical composition by a continuous casting method, casting by adding one or both of the following (a) and (b):ThatIt is characterized by hot rolling afterwards,Excellent weld heat affected zone characteristicsFor electron beam welding or laser weldingSteel manufacturing method.
[0016]
(A) Bulging is generated in the slab drawn from the mold, and a reduction equivalent to the bulging amount is applied before the solidification of the slab is completed.
[0017]
(B) The unsolidified portion of the slab drawn out from the mold is stirred using an electromagnetic stirring device.
[0018]
The inventors have conducted various tests in a laboratory and an actual production line in order to develop a steel material in which a heat-affected zone welded with a small heat input to a large heat input has excellent toughness and corrosion resistance. Obtaining such knowledge, the present invention has been completed.
[0019]
1) When steel melted by Ti deoxidation is subjected to high heat input welding, microstructure refinement occurs due to precipitation of γ intragranular ferrite in the HAZ part, but small heat input SAW or electron beam welding, Such an effect is not observed in the HAZ in the case of laser welding. This is because, in order to precipitate γ intragranular ferrite by small heat input welding HAZ, a high dispersion particle density is required as compared with the case of large heat input welding, and sufficient dispersion density cannot be secured with Ti oxide. Because.
[0020]
2) The sol. When the Al amount was controlled to be 0.0002 to 0.0012%, an intragranular nucleation structure was observed even in the HAZ subjected to small heat input welding. Due to this effect, not only the toughness of the HAZ subjected to small heat input welding was improved, but also the hardness of the HAZ was reduced. In addition, when good characteristics were obtained with small heat input HAZ, good characteristics were also obtained with large heat input HAZ. However, it is not possible to stably obtain a steel material having favorable characteristics only by limiting the amount of sol.Al.
[0021]
  3) sol. AlamountIn addition to high-precision control of steel,Total content of O (oxygen)And sol. AlamountThe relationship withSatisfy the formula (1)Thereby, the small heat input HAZ characteristic can be secured stably.
        0.3 <O (oxygen) / sol. Al^0.7<1.8 (1)
[0022]
0.3 <O / sol. Al ^0.7 <1.8
4) When the contents of Al, Ti and Mn are within the proper range, a large number of fine Al—Ti—Mn composite oxide particles having a diameter of about 0.2 to 3 μm are formed in the steel, and these particles are small. It functions as a γ-α nucleation site in γ grains under a wide range of heat input conditions from heat input welding conditions to high heat input welding conditions, and the structure is refined.
[0023]
5) Total oxygen amount O and sol. When Al is out of the above range, the oxide in the steel isTi ₂ O _Three AhOr it becomes an Al-Ti oxide, the dispersion density decreases, and the frequency of nucleation also decreases.
[0024]
6) When the content of Al, O, and Ti is within the proper range, Al—Ti—Mn is precipitated, the solidified structure is refined, and as a result, MnS is also refined to improve HIC resistance and SSC resistance. .
[0025]
7) In order to improve the carbon dioxide gas corrosion resistance, Cr addition is effective. However, since Cr increases Pcm, it usually increases the HAZ hardness. However, due to the intragranular nucleation effect from the Al—Ti—Mn oxide particles, the increase in the HAZ hardness is suppressed and toughness deterioration is avoided.
[0026]
8) In continuous casting, bulging is once caused for the slab drawn from the mold, and immediately before the completion of solidification of the center part of the slab, a reduction corresponding to the bulging amount is applied to the slab by a reduction roll, Mn segregation at the center of the slab, which is the most problematic in the sour resistance, is greatly improved, and combined with the effect of 6), the HIC resistance and SSC resistance are improved.
[0027]
9) By adding agitation to the unsolidified molten steel using an electromagnetic stirrer before solidification of the slab, Mn segregation at the center of the slab is greatly improved, and the same effect as in 8) is obtained. .
[0028]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
  Hereinafter, the reason for limiting the chemical composition of the steel material of the present invention will be described (hereinafter,% display ismassThe reason for limitation of each component will be described.
[0029]
C
C is an element necessary for ensuring strength, and if it is less than 0.015%, the required strength cannot be ensured. Desirably, it is 0.02% or more. On the other hand, if it exceeds 0.18%, it becomes difficult to ensure the toughness of both the HAZ and the base material when welding. Desirably, it is less than 0.16%. Therefore, the content of C is set to 0.015 to 0.18%.
[0030]
Si
Si has a deoxidizing action and contributes to an increase in the strength of the steel sheet. However, if the content exceeds 1%, the toughness is reduced, so 1% is made the upper limit. Further, Si does not cause any problem as long as it does not interfere with the deoxidation of steel.
[0031]
Mn
Mn has an effect of enhancing the hardenability of steel and is an effective component for securing strength. If the content is less than 0.5%, strength and toughness cannot be obtained due to insufficient hardenability. On the other hand, if the content exceeds 2.5%, segregation increases and hardenability increases too much, and the toughness of both the HAZ and the base material decreases during welding. Therefore, the Mn content is set to 0.3 to 2.5%.
[0032]
P
P is unavoidably present in the steel as an impurity. If it exceeds 0.05%, it not only segregates at the grain boundary and lowers the toughness, but also causes hot cracking during welding, so it is necessary to make it 0.05% or less. In addition, P deteriorates the ductile fracture surface ratio, and lowers the ductile fracture surface ratio at a high strength of X70 (API standard) or higher. Therefore, when obtaining a strength of X70 or more, it is desirable to make it 0.02% or less.
[0033]
S
S combines with Mn to form sulfides, which are present in the steel as inclusions and cause HIC and SSC. If the steel material does not require HIC resistance, it is not necessary to reduce it severely. However, if it exceeds 0.008%, the base material toughness is deteriorated, so the upper limit was made 0.008%. The steel of the present invention is sol. It is characterized by precipitating Al-Ti-Mn oxide in steel by adjusting the Al content in a small amount, but the solidified structure is refined by the oxide, and as a result, coarse MnS is hardly formed. Become. Therefore, the influence of the S content is reduced, and relatively good HIC resistance and SSC resistance are provided. Nevertheless, when used in applications that require HIC resistance and SSC resistance, the S content is preferably less than 0.006%, and more preferably less than 0.005%.
[0034]
sol. Al
sol. In ordinary Al killed steel, Al is sol. Although it is contained in the form of Al in an amount of about 0.03%, in the present invention, it is necessary to form an Al—Ti—Mn-based composite oxide in the steel. Al must be controlled to a lower value. However, if it is less than 0.0002%, the oxide in steel becomes Ti oxide or Ti—Si—Mn oxide, so that an effective oxide is not formed in the steel. On the other hand, sol. When Al exceeds 0.0012%, the oxide in steel becomes Al oxide or Ti-Al oxide and does not disperse in the steel. Preferably it is 0.001% or less.
[0035]
In order to form an appropriate Al—Ti—Mn oxide, sol. The amount of Al must also satisfy the relationship of the following formula (1). In the other range, an appropriate oxide that is finely dispersed cannot be obtained.
[0036]
0.3 <O (oxygen) / sol. Al ^0.7 <1.8 ・・・・・・・ (1)
The state of dispersion of the oxides was such that the lower the cooling rate during solidification, the lower it was. However, if the cooling rate was 0.2 ° C./min or more, the toughness of the welded HAZ was good. This cooling rate is a rate that can be easily obtained when manufacturing by continuous casting.
[0037]
Al-Ti-Mn composite oxide has a lower melting point than Al oxide and Ti oxide, and is considered to be separated from molten steel as a liquid phase oxide containing Al, Ti, and Mn during casting. . In general, since the liquid phase-liquid phase interface has a lower interface energy than the liquid phase-solid phase interface, Al-Ti-Mn composite oxides are much less likely to aggregate than Al oxides and Ti oxides. Easy to finely disperse. The Al—Ti—Mn-based composite oxide contains a small amount of oxides such as Mg, Ca, and Si in addition to Al, Ti, and Mn oxides. The melt of the Al—Ti—Mn composite oxide is solidified to become a solid.₂MO_FourAnd Al₂MnO_FourThere is a tendency to segregate into an oxide having a composition close to (Galaxite).
Ti
Ti is mainly used as a deoxidizing element, but forms an oxide phase composed of Al, Ti, and Mn. In order to form this oxide phase in the steel, the total amount of Ti in the steel needs to be 0.003% or more. On the other hand, if it exceeds 0.02%, the oxidation formed The product becomes Ti oxide or Ti-Al oxide, and the dispersion density is lowered, and in particular, the ability to refine the structure in the heat-affected zone of the small heat input weld zone is lost. For this reason, the Ti content must be less than 0.02%. Preferably it is 0.017%.
[0038]
O (oxygen)
Oxygen is an important element for forming an Al—Ti—Mn composite oxide, and if it is less than 0.002%, an Al oxide or Ti oxide is formed, and a sufficient amount of Al—Ti—Mn system is formed. A complex oxide cannot be formed. On the other hand, if it exceeds 0.005%, the cleanliness decreases and the toughness deteriorates. Therefore, the oxygen content is set to 0.002 to 0.005%.
[0039]
  B
  B is an element that improves hardenability.When the content exceeds 0.002%, the toughness is deteriorated. In addition,When it is contained, it is preferable to make it 0.0002% or more.Yes.
[0040]
N
N in steel causes deterioration of HAZ toughness when present in a large amount. Usually, Ti is added to steel and fixed in the form of TiN to make it harmless, but in the present invention, the upper limit of Ti is severely limited and most of Ti forms oxides. TiN is hardly formed. Therefore, unless N is 0.007% or less, it is inevitable that the toughness of both the base material and HAZ deteriorates. Desirably, it is 0.006% or less.
[0041]
In addition to the above elements, other elements as described below can be contained as required. Representative elements are shown below, but are not limited thereto.
[0042]
Cu
Cu is contained when the strength and corrosion resistance are further improved. In particular, in an environment with a high pH, it has an action of suppressing the hydrogen intrusion into the steel and improving the HIC resistance of the base material. In order to improve the HIC resistance of the base material, an effect can be obtained with a content of 0.5% or less. On the other hand, when it is used for improving the strength, even if it is 0.5% or less, it is effective, but if it is contained more than that, Cu aging effect can be obtained when quenching-tempering treatment is performed, and the strength is further increased. However, even if the content exceeds 1.5%, the performance improvement commensurate with the cost increase is not observed.
[0043]
Ni
Ni has the effect of increasing the toughness of the steel matrix (dough) in the solid solution state, so it is preferable to contain it when it is necessary to stably obtain a superior toughness. If the content is 0.05% or more, the effect of improving hardenability is also obtained, so it is desirable that the content be 0.05% or more. In particular, when Cu is added, it is necessary to contain 0.1% or more of Ni in order to prevent cracking (Cu checking) during rolling. However, if it exceeds 4%, the improvement in characteristics commensurate with the increase in alloy costs cannot be obtained, so the upper limit is preferably 4%.
[0044]
Cr
Cr is useful for enhancing the carbon dioxide gas corrosion resistance and enhancing the hardenability. When such an effect of Cr is to be actively used, the content is preferably 0.2% or more. However, if the content exceeds 2%, even if other component conditions are satisfied, it becomes difficult to suppress the hardening of the HAZ, and the carbon dioxide corrosion resistance improving effect is saturated. Desirably, it is 1.5% or less.
[0045]
Nb
Nb improves the strength and toughness of the base material by refining and carbide precipitation. Further, there is an effect of improving the SSC resistance of the base material by making the particles fine. However, if the content is less than 0.002%, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 0.1%, the performance improvement effect of the base material is saturated, while the toughness of the HAZ is remarkably impaired.
[0047]
Mo
Mo has the effect of improving the strength and toughness of the base material. However, if the content is less than 0.03%, the above-mentioned effect cannot be obtained, and if it exceeds 0.5%, the hardness of HAZ is particularly increased and the toughness and SSC resistance are impaired.
[0048]
Next, a manufacturing method will be described.
[0049]
When casting the steel having the above chemical composition in a continuous casting facility, it is better to cast by adding one or both of the following (a) and (b), and the HAZ has even better resistance to HAZ. SSC resistance can be imparted, and HIC resistance and SSC resistance can be imparted to the base material.
[0050]
(A) Bulging is generated in the slab drawn from the mold, and before the solidification of the slab is completed, a reduction corresponding to the bulging amount is applied to the bulging part by a reduction roll.
[0051]
(B) The unsolidified portion of the slab drawn out from the mold is stirred using an electromagnetic stirring device.
[0052]
The reason why such an operation is performed is to prevent segregation of Mn, S, P, and the like at the center portion in the slab thickness direction, which is the final solidified portion of the slab. When segregation occurs, the segregation part is liable to deteriorate toughness or deteriorate corrosion resistance.
[0053]
In order to cause bulging in the slab, it is preferable to increase the distance in the slab thickness direction between the guide rolls arranged on the downstream side of the mold in a stepwise manner. Moreover, the position where bulging is generated is preferably a position where the solid phase ratio at the center of the slab is 0.1 or less. When the thickness of the slab is about 200 to 300 mm, it is appropriate that the bulging amount is 20 to 100 mm thicker than the thickness of the slab (length of the mold short side).
[0054]
The reduction corresponding to the bulging amount is preferably performed at a position just before the solidification completion point at which the solid phase ratio at the center of the slab becomes less than 0.8 in order to disperse the segregated portion.
[0055]
Here, the solid phase ratio means the ratio (volume ratio) of the solid phase in the uncoagulated portion composed of the liquid phase and the solid phase. This solid phase ratio can be obtained by one-dimensional unsteady heat transfer analysis in the slab thickness direction. Since the latent heat is released during solidification of the molten steel, the solid phase ratio can be determined from the ratio of the latent heat released in the solid-liquid coexistence region.
[0056]
In addition to the above (a), it is also effective to disperse the segregation element by stirring the unsolidified molten steel in the slab using a generally used electromagnetic stirring device. This stirring is effective when carried out in a region with a solid phase ratio in the range of 0.05 to 0.7.
[0057]
【Example】
  Shown in Table 117Steels of various chemical compositions were melted to form a slab by a continuous casting facility or a 150 kg ingot by a vacuum melting furnace. The dimensions of the slab were 200 mm in thickness and 2000 mm in length, and the ingot was melted in a vacuum melting furnace to a 150 kg ingot. In continuous casting, as shown in Table 2, the slab was bulged and drawn and / or electromagnetically agitated before it was solidified after being drawn out from the mold. The bulging was performed by a pair of rolls.
[0058]
[Table 1]

[0059]
[Table 2]

[0060]
Next, the ingot was forged into a slab, heated to 1100 ° C. together with the slab, and then subjected to hot rolling and heat treatment under the conditions shown in Table 3 to obtain a steel plate. In order to examine the properties before welding, JIS Z 2201 tensile test pieces, JIS Z 2202 prescribed V-notch Charpy impact test pieces and corrosion test pieces were produced from the obtained steel plates. The corrosion test was performed by the following method in order to investigate the HIC resistance, SSC resistance and carbon dioxide gas corrosion resistance.
[0061]
[Table 3]

[0062]
▲ 1 ▼ HIC resistance
Evaluation was carried out by the method prescribed in the US standard “NACE TM-0284 METOD A”. That is, NACE bath (0.5% acetic acid + 5% saline, 25 ° C., 1 atm)H ₂ S) And the crack area ratio (CAR) when immersed in 96 hours. The evaluation is indicated by a mark “x”, indicating that “CAR ≦ 2%” is excellent in HIC resistance and that it exceeds 0.2% is inferior in HIC resistance.
[0063]
The dimensions of the HIC test piece were as follows: thickness: steel plate thickness described in Table 3, width: 20 mm, length: 100 mm, and three pieces were collected for each steel plate. After these test pieces were subjected to the immersion test, the HIC area (CRA) of the cross section was obtained by the following formula using an ultrasonic flaw detection method, and the average value of the three pieces was evaluated.
[0064]
CAR (%) = 100 × {HIC area / (test specimen width × test specimen length)}
It is empirically known that CAR corresponds to approximately one third of CLR (crack length in the width direction), and “CAR ≦ 2%” corresponds to “CLR ≦ 5%”. To do.
[0065]
FIG. 2 is a view showing a position where a corrosion test piece for examining HIC resistance is taken from the steel plate 7.
[0066]
FIG. 3 is a longitudinal sectional view of the test piece after the corrosion test, and the hatched portion shows a hydrogen-induced cracked portion.
[0067]
▲ 2 ▼ SSC resistance
Evaluation was performed by the method defined in the US standard “NACE TM-0177 METHOD A”. That is, after collecting a round bar test piece having a parallel portion of 6.35 mm × 25.4 mm from the center of the thickness of the steel plate, it was given a tensile stress of 80% SMYS (standard minimum YS) in a NACE bath. , Whether rupture occurred before 720 hours passed. Those that did not break were indicated by a mark as being excellent in SSC resistance, and those that were broken were indicated by a mark as being inferior in SSC resistance.
[0068]
▲ 3 ▼ Carbon dioxide corrosion resistance
For carbon dioxide corrosion resistance, test pieces cut out from each steel plate were immersed in artificial seawater at 50 ° C. saturated with carbon dioxide at 1 atm for 96 hours, and the corrosion rate calculated from the corrosion weight loss at that time was used. evaluated.
[0069]
These test results are shown together in Table 3.
[0070]
Steel number2˜9 is steel of the present invention example. Steel numbers 10-18 areThe present inventionThis is a comparative example corresponding to the steel of No. 1, and the contents of the main strengthening elements are the same, but the contents of Al, Ti and O (oxygen) are different and are outside the range specified in the present invention. .
[0071]
As is clear from Table 3, in the case of the present invention, the toughness, HIC resistance and SSC resistance are good, but Comparative Examples 10a to 12a and 16a are preferable for one or both of HIC resistance and SSC resistance. Absent. The comparative examples 13a to 15a and 17a, 18a have good properties as a base material, but the HAZ properties described later are not preferable.
[0072]
Steel plate numbers 3a and 7a, 8a and 9a are produced by the method of the present invention. On the other hand, steel plate numbers 4a, 5a and 6a are made from 150 kg ingots to steel plates, and the ingot size is relatively small, Mn, SBiasThe base material characteristics are good due to small deposition.
[0073]
As shown in Table 3, the steel plates 2a and 6a containing Cr have good carbon dioxide corrosion resistance in addition to HIC resistance and SSC resistance. On the other hand, the steel plates 1a and 9a that do not contain Cr have a high corrosion rate and are not preferable for carbon dioxide corrosion resistance.
[0074]
Next, in order to examine the characteristics of the HAZ after welding, test pieces of length: 400 mm and width: 300 mm for welding were cut out from each steel plate, and butt welding was performed.
[0075]
Three welding methods were used: laser welding, electron beam welding, and SAW.
[0076]
In SAW, multilayer welding was performed at 20 kJ / cm on a V groove having a root gap of 1 to 2 mm.
[0077]
Laser welding was performed using a carbon dioxide laser with an output of 10 kW, in an atmospheric pressure Ar gas shield atmosphere, with an I groove without a root gap.
[0078]
Electron beam welding was performed at a speed of 20 cm / min to 80 cm / min on an I groove without a root gap at a voltage of 150 kV, a current of 150 mA, and an amplitude of 0.8 mm in a vacuum chamber. The welding heat input of this laser welding or electron beam welding corresponds to a heat input of 20 kJ / cm or less.
[0079]
Moreover, about the steel plate more than 32t, the large heat input HAZ characteristic was investigated by carrying out the large heat input welding of SAW of inner and outer surfaces in the X groove.
[0080]
After welding, cut out the hardness measurement test piece, Charpy impact test piece, tensile test piece and corrosion test piece from the position including the HAZ of each steel plate, respectively, to obtain the HAZ maximum hardness, HAZ toughness, welded part (welded metal part and HAZ. )) And the SSC resistance of the weld.
[0081]
The maximum hardness of the heat affected zone was measured with Vickers 10 kgf.
[0082]
FIG. 1 is a view showing the positions where Charpy impact test pieces and tensile test pieces were taken from a butt welded steel sheet. FIG. 1 (a) is a submerged arc welded steel sheet, FIG. 1 (b) is an electron beam welding and It is a figure at the time of carrying out laser welding.
[0083]
As shown in FIGS. 1 (a) and 1 (b), the Charpy impact test piece 1 was sampled so that the V notch 4 was located at the bond portion at the boundary between the weld metal 5 and the HAZ 6 of the welded steel plate 2. The test piece was a JISZ2202 V-notch impact test piece. However, for steel materials having a base material thickness of less than 10 mm, a half-size test piece having a thickness of 5 mm was substituted.
[0084]
Moreover, the tensile test piece was extract | collected so that a weld metal might come to the center of the parallel part of the tensile test piece 3, as shown to Fig.1 (a) and FIG.1 (b).
[0085]
Regarding the corrosion resistance of the welded portion, the SSC test piece is cut out from the center of the plate thickness, which is the equivalent position where the tensile test piece shown in FIG. A test was conducted to evaluate the SSC property.
[0086]
Each test method was performed in the same manner as described above. Table 4 shows the test results when these small heat input welds are performed.
[0087]
[Table 4]

[0088]
steel sheet2a-9a is the steel plate of the example of the present invention, but exhibits excellent HAZ toughness when welded by any welding method. On the other hand, the HAZ toughness of the steel plates 10a to 18a of the comparative examples is not preferable across the board.
[0089]
In addition, although the steel sheet of the present invention has good SSC resistance, in the comparative example, good results are obtained with the steel sheets of 13a to 15a with reduced S, but in the steel sheets of other comparative examples, the HAZ hardness is high. The SSC resistance is also inferior due to the fact that it is high. 11a is also relatively low in S, but has high HAZ hardness, so it is resistant to SSC.IsIt is not preferable.
[0093]
【The invention's effect】
The steel material produced by the production method of the present invention has excellent toughness in the heat-affected zone, and is excellent in resistance to sulfide stress corrosion cracking. It is possible to construct a safe welded structure that can be used in an environment.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a view showing a position where a tensile test piece or the like is collected from a butt welded steel sheet.
FIG. 2 is a view showing a position where a corrosion test piece is collected from a steel plate.
FIG. 3 is a cross-sectional view of a test piece showing a hydrogen-induced cracking state.
[Explanation of symbols]
1 Charpy impact test piece sampling position
2 Steel plate
3 Tensile test piece sampling position
5 Weld metal
6 Welding heat affected zone (HAS)
7 Corrosion test piece (for HIC resistance investigation)

Claims

In mass %, C: 0.015 to 0.18%, Si: 1% or less, Mn: 0.5 to 2.5%, P: 0.05% or less, S: 0.008% or less, sol. Al: 0.0002 to 0.0012%, Ti: 0.003 to 0.02%, O (oxygen): 0.002 to 0.005%, B: 0.002% or less, N: 0.007% A steel material for electron beam welding or laser welding excellent in welding heat affected zone characteristics, characterized by comprising the following, the balance Fe and impurities, and satisfying the following formula (1):
0.3 <O (oxygen) /sol.Al ^0.7 <1.8 (1)

2. The composition according to claim 1, further comprising at least one of Cu: 1.5% or less, Nb: 0.1% or less, and Mo: 0.5% or less in mass%. Steel for electron beam welding or laser welding with excellent weld heat affected zone properties.

Furthermore, the steel material for electron beam welding or laser welding excellent in the welding heat affected zone property according to claim 1 or 2, characterized by containing Ni: 4% or less in mass%.

Furthermore, the steel material for electron beam welding or laser welding excellent in the welding heat affected zone characteristic according to any one of claims 1 to 3, characterized by containing Cr: 2% or less in mass%.

When casting a slab having the chemical composition according to any one of claims 1 to 4 by a continuous casting method, casting is performed by adding one or both of the following operations (a) and (b): , electron beam producing method of welding or laser welding steel material, characterized, with excellent HAZ characteristic to hot rolling after the.
(A) Bulging is generated in the slab drawn from the mold, and a reduction equivalent to the bulging amount is applied before the solidification of the slab is completed.
(B) The unsolidified portion of the slab drawn out from the mold is stirred using an electromagnetic stirring device.