JP6277885B2 - High strength steel for welding - Google Patents
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Description
本発明は、エレクトロガス溶接などの超大入熱溶接における溶接熱影響部の低温靭性に優れた溶接用高張力鋼に関する。
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の溶接技術が提供されている。この超大入熱溶接における溶接熱影響部(Heat Affected Zone:以下、HAZと称する)において、低温靭性に優れた溶接用鋼材が要求される。特に、本発明は、入熱が200kJ/cm以上で、例えば400〜1000kJ/cm程度の超大入熱溶接であっても優れたHAZの低温靭性を有する技術に関する。
The present invention relates to a high-strength steel for welding excellent in low-temperature toughness of a welding heat-affected zone in super-high heat input welding such as electrogas welding.
There is provided a welding technique of super-high heat input welding such as electroslag welding applied in the assembly of box columns in high-rise buildings or the like, or electrogas welding applied in shipbuilding and bridges. In the heat affected zone (Heat Affected Zone: hereinafter referred to as HAZ) in this super large heat input welding, a steel material for welding excellent in low temperature toughness is required. In particular, the present invention relates to a technology having excellent low-temperature toughness of HAZ even when the heat input is 200 kJ / cm or more, for example, super-high heat input welding of about 400 to 1000 kJ / cm.
最近の建築構造物の高層化に伴って鋼製柱が大型化し、鋼製柱に使用される鋼材の板厚も増してきた。さらに、このような大型の鋼製柱を溶接で組み立てる際には、高能率で溶接することが求められており、極厚の鋼板を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、造船分野や橋梁分野においても板厚が50mm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ている。 With the recent increase in the height of building structures, steel pillars have become larger, and the thickness of steel materials used for steel pillars has also increased. Furthermore, when assembling such a large steel column by welding, it is required to perform welding with high efficiency, so that electroslag welding that can weld an extremely thick steel plate in one pass is widely applied. It has become to. In the shipbuilding field and the bridge field, electrogas welding in which a steel plate having a thickness of about 50 mm or more is welded in one pass has been widely applied.
これらのエレクトロスラグ溶接、またはエレクトロガス溶接を行う場合、典型的な入熱の範囲は200〜1000kJ/cmであり、いわゆる超大入熱溶接である。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200kJ/cm未満)とは異なり、溶接融合線(FL:Fusion Line)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る。
そのため、HAZではオーステナイト粒の粗大化が極めて顕著であり、低温靭性を確保することが困難である。したがって、このような超大入熱溶接のHAZの低温靭性向上を達成することは、厳しい低温環境下における建築構造物、船舶、橋梁等の溶接鋼構造物の安全性確保のため、極めて重要な課題になっている。
When performing these electroslag welding or electrogas welding, a typical heat input range is 200 to 1000 kJ / cm, which is so-called super-high heat input welding. Unlike such a large heat input welding (less than 200 kJ / cm heat input) such as submerged arc welding, the super high heat input welding has a heat history of around 1350 ° C. in the vicinity of the weld fusion line (FL) and in the heat history experienced by the HAZ. High temperature residence time becomes extremely long.
For this reason, in HAZ, austenite grains are extremely coarse, and it is difficult to ensure low temperature toughness. Therefore, achieving the low temperature toughness improvement of the HAZ of super large heat input welding is an extremely important issue for ensuring the safety of welded steel structures such as building structures, ships and bridges in severe low temperature environments. It has become.
靱性を向上させるには、結晶粒径の粗大化を防止することが必要であり、本発明者らの一部は、MgO、MgS、Mg(O,S)や、(Mg、Mn)S粒子などの微細粒子を利用してオーステナイト粒成長を抑制し、超大入熱溶接HAZ靭性を向上させる技術を提案している(例えば、特許文献1〜3、参照)。 In order to improve toughness, it is necessary to prevent coarsening of the crystal grain size, and some of the inventors have included MgO, MgS, Mg (O, S) and (Mg, Mn) S particles. The technique which suppresses austenite grain growth using such fine particles and improves super large heat input welding HAZ toughness is proposed (for example, refer to Patent Documents 1 to 3).
これらの特許文献1〜3に記載の技術では、−20℃までの評価温度ではHAZ靭性向上が認められている。しかし、−30℃のような厳しい低温環境下でのHAZ靭性確保、特に、−30℃でのシャルピー試験において安定して良好な値を得ることが課題として残っていた。
ところで、Zrは、鉄鋼材料において酸化物や窒化物を形成する元素として知られており、Mgの酸化物や硫化物と、Zrの酸化物や窒化物とを利用して、HAZ靱性を向上させる方法が提案されている(例えば、特許文献4、5、参照)。
これらの特許文献4、5に記載の技術は、大入熱溶接HAZ靱性の向上には有効であったが、超大入熱溶接HAZ靱性に対する効果は不明であった。
In the techniques described in Patent Documents 1 to 3, improvement in HAZ toughness is recognized at evaluation temperatures up to −20 ° C. However, it remains a problem to secure HAZ toughness under a severe low temperature environment such as −30 ° C., in particular, to obtain a stable and stable value in a Charpy test at −30 ° C.
By the way, Zr is known as an element that forms oxides and nitrides in steel materials, and improves HAZ toughness by using Mg oxides and sulfides and Zr oxides and nitrides. A method has been proposed (see, for example, Patent Documents 4 and 5).
Although the techniques described in Patent Documents 4 and 5 are effective in improving the high heat input welding HAZ toughness, the effect on the super large heat input welding HAZ toughness is unknown.
本発明は、従来よりもさらに低温での超大入熱溶接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を目的とする。 An object of the present invention is to provide a high-strength steel for welding excellent in super high heat input welding HAZ toughness at a lower temperature than before, on the premise of an Al-added steel.
本発明が対象とする具体的な溶接用高張力鋼の特性は、以下の通りである。
(1)本発明の一態様に係る溶接用高張力鋼は、質量%で、C:0.05%以上、0.10%未満、Mn:1.40%以上、1.80%以下、S:0.0020%以上、0.0080%以下、Al:0.020%以上、0.070%以下、Ti:0.004%以上、0.012%以下、B:0.0005%以上、0.0020%以下、Mg:0.0015%以上、0.0030%以下、Zr:0.0010%以上、0.0050%以下、N:0.0020%以上、0.0050%以下、O:0.0007%以上、0.0020%以下を含有し、Si:0.10%未満、P:0.01%以下、Ca:0.0005%以下、REM:0.0005%以下、Cu:1.0%以下、Ni:1.5%以下、Cr:0.6%以下、Mo:0.40%以下、Nb:0.020%以下、V:0.060%以下に制限し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、
下記式1で表される溶接割れ感受性指数であるPcm値が0.16%以上、0.23%以下であり、下記式2で表される焼入れ性指数であるDI値が1.00以上、3.00以下であり、粒子径が0.015μm以上、0.2μm以下の(Mg、Zr)Sを1平方mmあたり1.0×104個以上、3.0×105個以下含み、前記(Mg、Zr)Sにおいて、MgとZrとの合計に占めるMgの割合が、原子%で70%以上、90%以下である。
Pcm=[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5×[B]…式1
DI=0.367×([C]1/2)×(1+0.7×[Si])×(1+3.33×[Mn])×(1+0.35×[Cu])×(1+0.36×[Ni])×(1+2.16×[Cr])×(1+3.0×[Mo])×(1+1.75×[V])×(1+1.77×[Al])…式2
ここで、[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[Al]、[B]は、それぞれC、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Al、Bの質量%で表した含有量を意味する。
Specific characteristics of the high-strength steel for welding targeted by the present invention are as follows.
(1) The high-strength steel for welding according to an aspect of the present invention is mass%, C: 0.05% or more and less than 0.10%, Mn: 1.40% or more, 1.80% or less, S : 0.0020% or more, 0.0080% or less, Al: 0.020% or more, 0.070% or less, Ti: 0.004% or more, 0.012% or less, B: 0.0005% or more, 0 0020% or less, Mg: 0.0015% or more, 0.0030% or less, Zr: 0.0010% or more, 0.0050% or less, N: 0.0020% or more, 0.0050% or less, O: 0 0007% or more and 0.0020% or less, Si: less than 0.10%, P: 0.01% or less, Ca: 0.0005% or less, REM: 0.0005% or less, Cu: 1. 0% or less, Ni: 1.5% or less, Cr: 0.6% or less, Mo: 0.40% or less, b: 0.020% or less, V: limited to 0.060% or less, the balance being Fe and unavoidable impurities,
Pcm value which is a weld crack sensitivity index represented by the following formula 1 is 0.16% or more and 0.23% or less, DI value which is a hardenability index represented by the following formula 2 is 1.00 or more, (Mg, Zr) S having a particle size of not more than 3.00 and a particle size of not less than 0.015 μm and not more than 0.2 μm, including 1.0 × 10 4 or more and 3.0 × 10 5 or less per square mm, In the (Mg, Zr) S, the proportion of Mg in the total of Mg and Zr is 70% or more and 90% or less in atomic%.
Pcm = [C] + [Si] / 30 + [Mn] / 20 + [Cu] / 20 + [Ni] / 60 + [Cr] / 20 + [Mo] / 15 + [V] / 10 + 5 × [B] Formula 1
DI = 0.367 × ([C] 1/2 ) × (1 + 0.7 × [Si]) × (1 + 3.33 × [Mn]) × (1 + 0.35 × [Cu]) × (1 + 0.36 × [Ni]) × (1 + 2.16 × [Cr]) × (1 + 3.0 × [Mo]) × (1 + 1.75 × [V]) × (1 + 1.77 × [Al])
Here, [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V], [Al], and [B] are C, Si, and Mn, respectively. , Cu, Ni, Cr, Mo, V, Al, and the content expressed by mass% of B.
(2)上記(1)に記載の溶接用高張力鋼では、更に、質量%で、Ni:0.7%以下、Cu:0.5%以下、Cr:0.3%以下、Mo:0.10%以下に制限してもよい。
(3)上記(1)または(2)に記載の溶接用高張力鋼では、板厚が、40mm以上、100mm以下、降伏応力が、355MPa以上、引張強さが、490MPa以上、720MPa以下、であってもよい。
(2) In the high-strength steel for welding described in (1) above, further, in mass%, Ni: 0.7% or less, Cu: 0.5% or less, Cr: 0.3% or less, Mo: 0 It may be limited to 10% or less.
(3) In the high-tensile steel for welding described in (1) or (2) above, the plate thickness is 40 mm or more and 100 mm or less, the yield stress is 355 MPa or more, and the tensile strength is 490 MPa or more and 720 MPa or less. There may be.
本発明に係る溶接用高張力鋼によれば、極めて信頼性の高い、超大入熱溶接が適用される構造物を製造することが可能であり、その工業界への効果は極めて大きい。
また、Al添加鋼を前提とする本発明の高張力鋼は、製鋼工程において、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る。また、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、Al窒化物を形成するため、本発明に係る高張力鋼の材質確保にも有効である。
本発明における「溶接用鋼材」とは、例えば、JIS G3106「溶接構造用圧延鋼材」、JIS G3115「圧力容器用鋼板」、JIS G3126「低温用圧力容器用炭素鋼鋼板」に相当する。
According to the high-strength steel for welding according to the present invention, it is possible to manufacture a highly reliable structure to which super-high heat input welding is applied, and the effect on the industry is extremely great.
Moreover, the high-tensile steel of the present invention premised on Al-added steel can easily control the molten steel temperature by utilizing oxidation heat generated by Al in the steel making process. Further, Al in the molten steel also has a role of preventing molten steel contamination by oxygen in the atmosphere and forms Al nitride, which is effective for securing the material of the high-strength steel according to the present invention.
The “welding steel material” in the present invention corresponds to, for example, JIS G3106 “rolled steel material for welded structure”, JIS G3115 “steel plate for pressure vessel”, and JIS G3126 “carbon steel plate for pressure vessel for low temperature”.
以下、本発明の一実施形態に係る溶接用高張力鋼について説明する。
本実施形態に係る溶接用高張力鋼は、大量の製造実績があり優れた量産プロセスであるAl脱酸を含む製造方法により製造された鋼材であることを前提とする。
Al脱酸では、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、また、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ている。一方、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。
Hereinafter, a high strength steel for welding according to an embodiment of the present invention will be described.
The high-strength steel for welding according to the present embodiment is premised on the fact that it is a steel material produced by a production method including Al deoxidation, which is an excellent mass production process with a large amount of production results.
In Al deoxidation, the temperature of molten steel can be easily controlled by utilizing oxidation heat generated by Al, and Al in molten steel also has a role of preventing molten steel contamination by oxygen in the atmosphere. On the other hand, if the Al addition amount is limited to about 0.005% or less, a means for substituting the molten steel temperature control by the oxidation heat generation of Al, such as heating by a molten steel heating device, is required.
本発明者らは、超大入熱溶接HAZ(溶接熱影響部)の組織と靭性との関係に関する詳細な調査・研究を実施した。その結果、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るとの結論に達した。また、靭性向上には超大入熱溶接HAZのオーステナイト粒を著しく微細化(細粒化)する必要があることを見出した。
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。しかしながら、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、窒化物の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・硫化物も含む)では、高温での安定性は比較的高いものの、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。
The present inventors conducted a detailed investigation and research on the relationship between the structure and toughness of super large heat input welding HAZ (welding heat affected zone). As a result, it was concluded that the super large heat input welding HAZ toughness is limited even if the conventional structure control or toughness improving method of the high heat input welding HAZ is applied as it is. Moreover, it discovered that the austenite grain of super-high heat input welding HAZ needs to be remarkably refined | miniaturized (fine-grained) for toughness improvement.
It is effective to use the pinning effect by the particles in steel to refine the austenite grains. However, even TiN, which is considered to be the most thermally stable among nitrides, is almost dissolved when heated to 1350 ° C. or more for a long time, so that the pinning effect is lost. There are limits to the application of. Therefore, it is essential to use particles that are stable at high temperatures.
However, although REM or Ca oxide (including acids and sulfides) of the prior art has relatively high stability at high temperatures, these oxides are sufficient to suppress the austenite grain coarsening of super high heat input welding HAZ. It is extremely difficult to finely disperse in steel.
従来、Al脱酸鋼には0.2〜2%程度のMnおよび0.002〜0.02%程度のSが添加されており、MnSが形成されることは広く知られている。このMnSは高温で溶解してしまうため、オーステナイト粒を微細化する粒子にはなり得なかった。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、Mg・Mn含有硫化物である(Mg、Mn)S粒子が高温において安定で、しかも微細分散に適した粒子であることを知見している。また、Mn、Mg、S、Al含有量などを制御することにより、HAZのオーステナイト粒成長抑制に効果を発揮する、0.2μm以下の微細な(Mg、Mn)Sを鋼中に多量に微細分散させることが可能であることを知見している。
しかしながら、これまで(Mg、Mn)S粒子によるHAZ靭性向上効果が認められる評価温度は−20℃であり、−30℃のような低温になると、HAZのオーステナイト粒の微細化による靭性向上効果は限られたものであった。そこで、−30℃のような厳しい低温環境下で、HAZ靭性を安定して得るという課題に対し、本発明者らはさらなる検討を行った。
Conventionally, about 0.2 to 2% of Mn and about 0.002 to 0.02% of S are added to Al deoxidized steel, and it is widely known that MnS is formed. Since this MnS is dissolved at a high temperature, it could not be a particle for refining austenite grains. As a result of comparative study of various particles on the premise of Al deoxidized steel, the present inventors found that Mg / Mn-containing sulfide (Mg, Mn) S particles are stable at high temperatures and suitable for fine dispersion I know that. Also, by controlling the contents of Mn, Mg, S, Al, etc., a large amount of fine (Mg, Mn) S of 0.2 μm or less is effective in suppressing the growth of austenite grains in HAZ. We know that it can be dispersed.
However, the evaluation temperature at which the effect of improving the HAZ toughness by the (Mg, Mn) S particles has been observed so far is −20 ° C. When the temperature becomes as low as −30 ° C., the effect of improving the toughness by refining HAZ austenite grains is It was limited. Therefore, the present inventors have further investigated the problem of obtaining HAZ toughness stably under a severe low temperature environment such as −30 ° C.
その結果、(Mg、Mn)S粒子とは異なる(Mg、Zr)S粒子において、Mg及びZrの合計に占めるMgの割合を制御すること、さらに、C含有量、Si含有量、B含有量、N含有量、O含有量を厳格に規制した上で、DI値で表される焼入れ性を厳格に規制することにより、HAZ低温靭性の更なる向上を図れることを新規に知見した。 As a result, in the (Mg, Zr) S particles different from the (Mg, Mn) S particles, controlling the ratio of Mg in the total of Mg and Zr, and further, the C content, the Si content, and the B content It was newly found that the HAZ low temperature toughness can be further improved by strictly regulating the hardenability represented by the DI value after strictly regulating the N content and the O content.
以下に詳細を説明する。
本発明者らは、(Mg、Mn)S粒子中のMg及びMnの割合につき、Mgの割合が増える程、粒子は高温で安定となり、強いオーステナイト粒成長抑制効果を持つことを見出した。(Mg、Mn)S粒子はMg主体の硫化物であり、MgとMnの割合が原子%でMgが70%以上、90%以下の粒子である。(Mg、Mn)S粒子は、高温で不安定なMnS粒子よりも高温で安定なMgSに近い粒子組成であるため、粒子の高温での安定性が高いものであったが、1400℃では部分的に粗大なオーステナイト粒となる場合があった。
Details will be described below.
The present inventors have found that, with respect to the ratio of Mg and Mn in the (Mg, Mn) S particles, as the Mg ratio increases, the particles become more stable at higher temperatures and have a strong austenite grain growth suppressing effect. (Mg, Mn) S particles are Mg-based sulfides, and the proportion of Mg and Mn is atomic% and Mg is 70% or more and 90% or less. The (Mg, Mn) S particles have a particle composition close to that of MgS that is stable at high temperatures, compared to MnS particles that are unstable at high temperatures, and thus the particles have high stability at high temperatures. In some cases, coarse austenite grains were formed.
高張力鋼において−20℃での靭性であれば、一部に粗大なオーステナイト粒があっても平均のオーステナイト粒径は細粒であるため満足し得る。しかしながら、−30℃では一部の粗大なオーステナイト粒に起因した粗大なフェライト粒やベイナイト粒等が破壊の発生起点となるため、(Mg、Mn)S粒子では安定した靭性向上が困難であった。そこで、本発明者らは、(Mg、Mn)S粒子の高温安定性を更に高めるために、数多くの検討を行った。 If the toughness at −20 ° C. in high-tensile steel, even if there are some coarse austenite grains, the average austenite grain size is fine, so it can be satisfied. However, at −30 ° C., since coarse ferrite grains, bainite grains and the like due to some coarse austenite grains become the starting points of fracture, it is difficult to improve stable toughness with (Mg, Mn) S grains. . Therefore, the present inventors have made many studies in order to further improve the high temperature stability of (Mg, Mn) S particles.
その結果、Mg系硫化物の高温安定性を更に高め、かつ、粒子の体積分率の減少によるピン止め効果の低下を抑制するためには、Mn以外の元素、すなわち、第3の元素としてZrの添加が有効であることがわかった。さらに、粒子中のMgとZrの合計に占める割合が、原子%で、70%≦Mg≦90%、10%≦Zr≦30%の(Mg、Zr)S粒子であれば、高温で極めて安定であり、しかも容易に微細分散し、かつ、粒子の体積分率が十分に得られることを見出した。
ただし、このような(Mg、Zr)S粒子が高温で安定であり、かつ、微細分散しやすい理由は現在のところ不明である。
As a result, in order to further improve the high-temperature stability of the Mg-based sulfide and to suppress the decrease in the pinning effect due to the decrease in the volume fraction of the particles, elements other than Mn, that is, Zr as the third element It has been found that the addition of is effective. Furthermore, if the proportion of the Mg and Zr in the particles is (%, 70% ≦ Mg ≦ 90%, 10% ≦ Zr ≦ 30%), the particles are extremely stable at high temperatures. In addition, the present inventors have found that fine dispersion can be easily performed and a sufficient volume fraction of particles can be obtained.
However, the reason why such (Mg, Zr) S particles are stable at high temperatures and easily disperse finely is unknown at present.
Mg・Zrを含有する(Mg、Zr)S粒子によりオーステナイト粒成長を抑制した時のHAZでは細粒のフェライトとパーライトが主体のミクロ組織となる。このようなミクロ組織では、島状マルテンサイト(硬質の脆化組織であるマルテンサイトとオーステナイトの混合相:MA)は微細に分散しており靭性への有害度は低く、−20℃では問題にならなかった。しかしながら、靭性の評価温度が−30℃のような低温になると、微細な脆化相が靭性への悪影響を及ぼすようになり、靭性の安定化を阻害する場合があることがわかった。 In HAZ when the growth of austenite grains is suppressed by (Mg, Zr) S grains containing Mg · Zr, the microstructure is mainly composed of fine ferrite and pearlite. In such a microstructure, island-like martensite (mixed phase of martensite and austenite, which is a hard embrittled structure: MA) is finely dispersed and has a low degree of harmfulness to toughness. did not become. However, it has been found that when the evaluation temperature of toughness becomes a low temperature such as −30 ° C., the fine embrittlement phase has an adverse effect on toughness and may inhibit toughness stabilization.
また、(Mg、Zr)S粒子によってオーステナイト粒成長を抑制した場合、オーステナイト粒界面積が大きいためフェライト変態が過剰に進行しやすい。そのため、フェライト変態の進行を遅らせることによりフェライトのサイズ及び分率を最適化することが重要となる。さらに、靭性の評価温度が−30℃の低温域では、少量の島状マルテンサイトに加えて、酸化物や窒化物の靭性に対する悪影響も大きくなることがわかった。
これに対し、本発明者らは、島状マルテンサイトを減らすにはC含有量、Si含有量の厳格な制御に加え、DI値で表される指標を(Mg、Zr)S粒子による細粒なオーステナイト粒径に合った最適値に制御することが有効であることを知見した。また、フェライト変態の進行を遅らせる手段として、DI値による規制やBの添加が有効であることを知見した。
Further, when austenite grain growth is suppressed by (Mg, Zr) S particles, the ferrite transformation tends to proceed excessively because the austenite grain interface area is large. Therefore, it is important to optimize the size and fraction of the ferrite by delaying the progress of the ferrite transformation. Furthermore, it was found that in the low temperature range where the evaluation temperature of toughness is −30 ° C., in addition to a small amount of island martensite, the adverse effect on the toughness of oxides and nitrides also increases.
On the other hand, in order to reduce island martensite, the present inventors, in addition to strict control of the C content and Si content, the index represented by the DI value is finely divided by (Mg, Zr) S particles. It was found that it is effective to control the optimum value according to the austenite grain size. Further, it has been found that regulation by DI value and addition of B are effective as means for delaying the progress of ferrite transformation.
このように、C量、Si量やDI値の規制、Bの添加などによって、HAZの金属組織は、島状マルテンサイトの生成が抑制された、細粒のフェライトと細粒のパーライトと細粒のベイナイトとを含む組織となり、低温でのHAZ靭性を安定して向上させることができる。特に、−20℃の低温域では勿論、−30℃の低温域であってもHAZ靭性を安定して向上させることができる。
さらに、ミクロンサイズの酸化物及び窒化物の量を少なくすることが、靭性向上効果をより安定して得るために有効であることを知見した。また、このミクロンサイズの酸化物と窒化物の量を制御するには、O含有量、Ti含有量及びN含有量の全ての上限値を厳格に規制することが有効であることを知見した。
In this way, the metal structure of HAZ is controlled by the regulation of the amount of C, Si and DI values, the addition of B, etc., the formation of island martensite is suppressed, fine ferrite, fine pearlite and fine particles Thus, the HAZ toughness at a low temperature can be stably improved. In particular, the HAZ toughness can be stably improved even in the low temperature range of −30 ° C. as well as in the low temperature range of −20 ° C.
Furthermore, it has been found that reducing the amounts of micron-sized oxides and nitrides is effective for obtaining the effect of improving toughness more stably. Further, it has been found that it is effective to strictly control all upper limit values of the O content, the Ti content and the N content in order to control the amounts of the micron-sized oxide and nitride.
オーステナイト粒の粗大化抑制や粒内変態フェライトの生成核としてTiNのような窒化物や酸化物を利用する従来技術ではO含有量、Ti含有量、N含有量の全ての上限値を厳格に規制することは難しい。本実施形態に係る溶接用高張力鋼では硫化物である(Mg、Zr)S粒子をオーステナイト粒の粗大化抑制に利用するので、O含有量、Ti含有量、N含有量の全ての上限値を厳格に規制することが可能となる。 In the prior art that uses nitrides and oxides such as TiN as the nucleation of austenite grain coarsening and intragranular ferrite, the upper limits of all O, Ti, and N contents are strictly regulated. Difficult to do. In the high-strength steel for welding according to the present embodiment, (Mg, Zr) S particles which are sulfides are used for suppressing austenite grain coarsening, so all upper limits of O content, Ti content, and N content. Can be strictly regulated.
また、本実施形態において、(Mg、Zr)S粒子の粒子径及び個数密度(単位面積あたりの個数)は重要である。
本実施形態では、(Mg、Zr)S粒子の粒子径を0.015μm以上、0.2μm以下とする。0.015μm未満ではオーステナイト粒成長抑制効果が小さくなる。より好ましい粒子径の下限は0.020μmである。一方、0.2μm超の粒子が増加すると鋼中のMg量が限られているため結果的に微細な粒子の個数が大幅に減少することになり、オーステナイト粒成長抑制効果が小さくなる。より好ましい粒子径の上限は0.15μm、さらにより好ましくは0.12μmである。
In this embodiment, the particle diameter and number density (number per unit area) of (Mg, Zr) S particles are important.
In the present embodiment, the particle diameter of (Mg, Zr) S particles is set to 0.015 μm or more and 0.2 μm or less. If it is less than 0.015 μm, the austenite grain growth suppressing effect becomes small. A more preferable lower limit of the particle diameter is 0.020 μm. On the other hand, when the number of particles exceeding 0.2 μm increases, the amount of Mg in the steel is limited, resulting in a significant decrease in the number of fine particles, and the austenite grain growth suppressing effect is reduced. The upper limit of the more preferable particle diameter is 0.15 μm, and still more preferably 0.12 μm.
また、本実施形態において、0.015μm以上、0.2μm以下のサイズの(Mg、Zr)S粒子の個数が1平方mmあたり1.0×104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る。より好ましい粒子個数の下限は、1平方mmあたり3.0×104個以上であり、さらに好ましい下限値は、1平方mmあたり4.0×104個以上である。一方、(Mg、Zr)S粒子の個数を3.0×105個以上に増やすには過剰なMg添加が必要となり経済性を損なうので(Mg、Zr)S粒子の個数の上限を1平方mmあたり3.0×105個に制限した。より好ましい上限値は1平方mmあたり2.0×105個である。 In this embodiment, when the number of (Mg, Zr) S particles having a size of 0.015 μm or more and 0.2 μm or less is 1.0 × 10 4 or more per square mm, the austenite grain growth suppressing effect is obtained. Become prominent. A more preferable lower limit of the number of particles is 3.0 × 10 4 or more per square mm, and a further preferable lower limit is 4.0 × 10 4 or more per square mm. On the other hand, in order to increase the number of (Mg, Zr) S particles to 3.0 × 10 5 or more, excessive Mg addition is required, which impairs the economy, so the upper limit of the number of (Mg, Zr) S particles is 1 square. The number was limited to 3.0 × 10 5 per mm. A more preferable upper limit value is 2.0 × 10 5 per square mm.
粒子個数の測定方法は、鋼板(溶接用鋼材)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、0.015〜0.2μm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0.015〜0.2μmの粒子の個数が50視野(1000μm2)で100個であれば、粒子個数は1平方mmあたり1×105個と換算できる。 The method for measuring the number of particles is to create an extraction replica from a steel plate (welding steel), and use a transmission electron microscope (TEM) with a characteristic X-ray detector (EDX) to have a size of 0.015 to 0.2 μm. The number of particles is measured per area of at least 1000 μm 2 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 at least 50 fields are observed. If the number of particles of 0.015-0.2 μm at this time is 100 in 50 fields (1000 μm 2 ), the number of particles can be converted to 1 × 10 5 per square mm.
次に、個数を測定した粒子のうち、(Mg、Zr)S粒子がどれだけ存在したかを測定する。粒子個数は多い場合には1000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20個以上の粒子について下記の条件にて(Mg、Zr)Sであるかどうかを同定しその存在割合を求め、先に求めた粒子個数に(Mg、Zr)Sの存在割合をかけることで(Mg、Zr)S粒子の個数を求めればよい。例えば、上述した粒子個数、1平方mmあたり1×105個に対し、(Mg、Zr)Sの存在割合が90%であった場合には(Mg、Zr)S粒子の個数は1平方mmあたり9×104個であるとする。 Next, it is measured how many (Mg, Zr) S particles exist among the particles whose number has been measured. If the number of particles is large, it will be 1000 or more, so identifying all the particles one by one is a difficult task. For this reason, it is identified whether or not it is (Mg, Zr) S for at least 20 particles under the following conditions, its abundance ratio is determined, and the abundance ratio of (Mg, Zr) S in the previously determined number of particles. To obtain the number of (Mg, Zr) S particles. For example, when the existence ratio of (Mg, Zr) S is 90% with respect to the number of particles described above, 1 × 10 5 per square mm, the number of (Mg, Zr) S particles is 1 mm 2. It is assumed that there are 9 × 10 4 pieces per unit.
次に、(Mg、Zr)S粒子の同定方法について述べる。本実施形態では(Mg、Zr)S粒子中のMgとZrとの合計に対するMgとZrのそれぞれの割合を、原子%で、70%≦Mg≦90%及び10%≦Zr≦30%とする。Mg、Zrを主体とする硫化物であればオーステナイト粒微細化効果を発揮するため、Mg、Zr以外の元素が検出されても構わない。
また、粒子中から微量のOが検出される場合があるが、S及びOの割合が原子%で、95%≦Sであり、含まれているOが5%未満と微量であれば(Mg、Zr)S粒子であるとみなす。ただし、S及びOの割合が原子%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ZrSとMgOの複合体やMgSとZrOの複合体であると同定できる場合には、(Mg、Zr)S粒子とはみなさない。
Next, a method for identifying (Mg, Zr) S particles will be described. In the present embodiment, the ratio of Mg and Zr to the total of Mg and Zr in the (Mg, Zr) S particles is 70% ≦ Mg ≦ 90% and 10% ≦ Zr ≦ 30% in atomic%. . Since sulfides mainly composed of Mg and Zr exhibit an austenite grain refinement effect, elements other than Mg and Zr may be detected.
In addition, a trace amount of O may be detected in the particles, but if the ratio of S and O is atomic% and 95% ≦ S and the contained O is a trace amount of less than 5% (Mg , Zr) S particles. However, even if the ratio of S and O is 95% ≦ S in atomic%, and the contained O is less than 5%, the particles are clearly ZrS and MgO composites or MgS and ZrO composites. If it can be identified that it is, it is not regarded as (Mg, Zr) S particles.
MgとZrの割合およびSとOの割合は、EDX(エネルギー分散型X線分析)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(透過型電子顕微鏡)観察倍率は5万〜100万倍とし、微細な(Mg、Zr)S粒子内の任意の位置を定量する。(Mg、Zr)S粒子にMnが含まれる場合は、粒子の高温での安定性に影響があるため、1400℃で120秒保持後、急冷したサンプル、すなわち、1400℃にて十分に安定な状態にある粒子だけを残して、不安定な粒子は固溶させたサンプルを用いて抽出レプリカを作成し、粒子中のMnの割合、すなわちMn/(Mg+Zr+Mn)の原子%での割合を測定する。
この測定方法にて、粒子中のMn/(Mg+Zr+Mn)の原子%での割合が10%未満であり、かつ、MgとZrの割合が、原子%で、70%≦Mg≦90%及び10%≦Zr≦30%であれば、粒子の高温安定性は十分であり、本発明の(Mg、Zr)S粒子と見做すことができる。
The ratio of Mg and Zr and the ratio of S and O are determined by EDX (energy dispersive X-ray analysis). The electron beam diameter used for this determination is 0.001 to 0.02 μm, the TEM (transmission electron microscope) observation magnification is 50,000 to 1,000,000 times, and an arbitrary position in the fine (Mg, Zr) S particles is Quantify. When (Mg, Zr) S particles contain Mn, there is an effect on the stability of the particles at a high temperature. Therefore, the sample rapidly cooled after holding at 1400 ° C. for 120 seconds, that is, sufficiently stable at 1400 ° C. An extraction replica is made using a sample in which only unstable particles are left and unstable particles are dissolved, and the ratio of Mn in the particles, that is, the ratio of Mn / (Mg + Zr + Mn) in atomic% is measured. .
In this measurement method, the ratio of Mn / (Mg + Zr + Mn) in particles in the atomic% is less than 10%, and the ratio of Mg and Zr is 70% ≦ Mg ≦ 90% and 10% in atomic percent. If ≦ Zr ≦ 30%, the high-temperature stability of the particles is sufficient, and can be considered as the (Mg, Zr) S particles of the present invention.
鋼板から抽出レプリカを作成した場合に、0.015〜0.2μmのサイズの(Mg、Zr)S粒子以外の析出物、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(Mg、Zr)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(Mg、Zr)S以外の粒子を固溶させ、その後急冷、もしくは急冷途中でフェライトが生成する熱サイクルを付与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しても良い。
(Mg、Zr)S粒子は、高温で安定であるため、上記の熱サイクルを付与しても結果は変わらない。
When an extraction replica is made from a steel plate, a large number of precipitates other than (Mg, Zr) S particles having a size of 0.015 to 0.2 μm, such as cementite and alloy carbonitride, are generated (Mg, Zr). If it is difficult to measure the number of S particles, hold for about 60 seconds at 1400 ° C. to dissolve particles other than (Mg, Zr) S, and then perform a thermal cycle in which ferrite is generated during rapid cooling or during rapid cooling. A sample with few cementite and alloy carbonitrides may be prepared, and an extraction replica may be prepared therefrom.
Since the (Mg, Zr) S particles are stable at high temperatures, the results do not change even when the above heat cycle is applied.
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、本実施形態では、溶接用鋼材の化学成分として、Mg、Zr、S、およびAlの含有量を下記のとおり限定した。
Mg:0.0015%以上、0.0030%以下
Mgは(Mg、Zr)S粒子の生成に必須の元素である。Mg含有量が0.0015%未満では必要な個数の(Mg、Zr)S粒子を得ることはできない。また、(Mg、Zr)S粒子中のMgの割合が低くなる。より多量の微細な(Mg、Zr)S粒子を生成させるためには0.0018%以上又は0.0020%以上のMg添加がより好ましい。Mg含有量において、0.0030%超の含有ではMgが酸化物を生成しやすくなり(Mg、Zr)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0.0030%とした。経済性のため、Mg含有量の上限を0.0027%又は0.0025%としてもよい。
In order to disperse the above-mentioned size and number of particles in the steel, in this embodiment, the contents of Mg, Zr, S, and Al are limited as follows as chemical components of the steel for welding.
Mg: 0.0015% or more and 0.0030% or less Mg is an essential element for generating (Mg, Zr) S particles. If the Mg content is less than 0.0015%, a necessary number of (Mg, Zr) S particles cannot be obtained. Moreover, the ratio of Mg in the (Mg, Zr) S particles is lowered. In order to produce a larger amount of fine (Mg, Zr) S particles, 0.0018% or more or 0.0020% or more of Mg is more preferable. If the Mg content exceeds 0.0030%, Mg tends to form an oxide (Mg, Zr), the amount of S is saturated, the HAZ toughness improving effect is saturated, and the economic efficiency is impaired, so the upper limit. Was 0.0030%. For economy, the upper limit of the Mg content may be 0.0027% or 0.0025%.
Zr:0.0010%以上、0.0050%以下
Zrは(Mg、Zr)S粒子の生成に必須の元素である。Zr含有量が0.0010%未満では必要な個数の(Mg、Zr)S粒子を得ることはできない。より多量の微細な(Mg、Zr)S粒子を生成させるためにはZrを0.0015%以上又は0.0020%以上添加することがより好ましい。Zrを0.0050%超の含有とするとZrが酸化物を生成しやすくなり(Mg、Zr)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Zr含有量の上限値を0.0050%とした。経済性のため、Zr含有量の上限を0.0040%又は0.0030%としてもよい。
Zr: 0.0010% or more and 0.0050% or less Zr is an essential element for generating (Mg, Zr) S particles. When the Zr content is less than 0.0010%, a necessary number of (Mg, Zr) S particles cannot be obtained. In order to produce a larger amount of fine (Mg, Zr) S particles, it is more preferable to add Zr in an amount of 0.0015% or more or 0.0020% or more. If Zr is contained in an amount of more than 0.0050%, Zr tends to generate an oxide (Mg, Zr), the amount of S is saturated, the effect of improving HAZ toughness is saturated, and economic efficiency is impaired, so the upper limit of Zr content The value was 0.0050%. For economy, the upper limit of the Zr content may be 0.0040% or 0.0030%.
Mn:1.40%以上、1.80%以下
Mnは強度とHAZ靭性を確保するために1.40%以上添加する必要がある。HAZ靱性を改善するために、Mn含有量の下限を1.45%又は1.50%としてもよい。一方、Mnが1.80%を超えるとHAZ靭性を低下させるため1.80%を上限とした。HAZ靱性の向上のため、Mn含有量の上限を1.75%又は1.70%としてもよい。
Mn: 1.40% or more, 1.80% or less Mn needs to be added 1.40% or more in order to secure strength and HAZ toughness. In order to improve the HAZ toughness, the lower limit of the Mn content may be 1.45% or 1.50%. On the other hand, if Mn exceeds 1.80%, the HAZ toughness is lowered, so 1.80% was made the upper limit. In order to improve the HAZ toughness, the upper limit of the Mn content may be 1.75% or 1.70%.
S:0.0020%以上、0.0080%以下
Sは(Mg、Zr)S粒子を生成させるために必須の元素である。S含有量が0.0020%未満では(Mg、Zr)S粒子の量が不十分であるので、S含有量の下限を0.0020%とした。より多量の微細な(Mg、Zr)S粒子を生成させるためにはSを0.0025%以上又は0.0030%以上添加することがより好ましい。一方、Sを0.0080%超含有すると、(Mg、Zr)S粒子中のMgの割合が低くなり、粒子の高温での安定性が不十分となるため、0.2μm以下の微細な(Mg、Zr)S粒子の個数が減少し、超大入熱溶接HAZのγ粒(オーステイナイト粒)微細化効果が小さくなる。更に、粗大な(Mg、Zr)S粒子が生成し、脆性破壊の発生起点として作用する。そのため低温HAZ靭性が低下する。従って、S含有量の上限値を0.0080%とした。より好ましいS量の上限値は0.0070%である。HAZ靱性向上のため、S含有量の上限を0.0065%、0.0060%又は0.0055%としてもよい。
S: 0.0020% or more and 0.0080% or less S is an essential element for generating (Mg, Zr) S particles. If the S content is less than 0.0020%, the amount of (Mg, Zr) S particles is insufficient, so the lower limit of the S content is set to 0.0020%. In order to produce a larger amount of fine (Mg, Zr) S particles, it is more preferable to add S in an amount of 0.0025% or more or 0.0030% or more. On the other hand, when the content of S exceeds 0.0080%, the ratio of Mg in the (Mg, Zr) S particles becomes low, and the stability of the particles at high temperatures becomes insufficient. The number of Mg, Zr) S particles decreases, and the γ grain (austenite grain) refinement effect of the super high heat input welding HAZ is reduced. Furthermore, coarse (Mg, Zr) S particles are generated and act as a starting point for brittle fracture. Therefore, the low temperature HAZ toughness decreases. Therefore, the upper limit value of the S content is set to 0.0080%. A more preferable upper limit of the amount of S is 0.0070%. In order to improve HAZ toughness, the upper limit of the S content may be 0.0065%, 0.0060%, or 0.0055%.
Al:0.020%以上、0.070%以下
AlはMgが粗大な酸化物を生成することを抑制し、Mgが微細な(Mg、Zr)S粒子を生成するために必須の元素である。そのため、0.020%以上の含有量が必要である。より多量の微細な(Mg、Zr)S粒子を生成させるためには、0.025%以上又は0.030%以上のAl添加がより好ましい。一方、0.070%を超えてAlを含有すると、HAZに硬質の脆化組織である島状マルテンサイトが生成しやすくなり、固溶AlによるHAZ脆化が起るためHAZ靭性が低下する。従って、Al含有量の上限を0.070%とした。より好ましいAl量の上限値は0.060%である。HAZ靱性改善のため、Al含有量の上限を0.055%又は0.050%としてもよい。
Al: 0.020% or more and 0.070% or less Al is an essential element for suppressing the generation of coarse oxides of Mg and generating fine (Mg, Zr) S particles. . Therefore, a content of 0.020% or more is necessary. In order to produce a larger amount of fine (Mg, Zr) S particles, 0.025% or more or 0.030% or more of Al is more preferable. On the other hand, when Al is contained in an amount exceeding 0.070%, island martensite, which is a hard embrittled structure, is easily generated in HAZ, and HAZ embrittlement due to solute Al occurs, so that HAZ toughness decreases. Therefore, the upper limit of the Al content is set to 0.070%. A more preferable upper limit of the amount of Al is 0.060%. In order to improve HAZ toughness, the upper limit of Al content may be 0.055% or 0.050%.
Ca:0.0005%以下、及びREM:0.0005%以下
本実施形態では微細な(Mg、Zr)S粒子を生成させることが必要である。このためにMg、Zr以外の硫化物形成元素の含有量は極力低減することが望ましい。Mg、Zr以外の硫化物形成元素が過剰であると、十分な数の(Mg、Zr)S粒子が得られなくなる。代表的な元素はCaおよびREM(希土類金属元素)であり、これらは0.0005%以下とする必要がある。このためCaおよびREMの上限値を0.0005%に制限した。より望ましい上限値は0.0003%である。CaおよびREMの下限を特に制限する必要はなく、これらの下限は0%である。
Ca: 0.0005% or less, and REM: 0.0005% or less In the present embodiment, it is necessary to generate fine (Mg, Zr) S particles. For this reason, it is desirable to reduce the content of sulfide-forming elements other than Mg and Zr as much as possible. When the sulfide-forming elements other than Mg and Zr are excessive, a sufficient number of (Mg, Zr) S particles cannot be obtained. Typical elements are Ca and REM (rare earth metal elements), which need to be 0.0005% or less. For this reason, the upper limit of Ca and REM was limited to 0.0005%. A more desirable upper limit is 0.0003%. There is no need to particularly limit the lower limits of Ca and REM, and these lower limits are 0%.
HAZ靭性はオーステナイト粒微細化と粒内組織微細化や、粗大なセメンタイトや島状マルテンサイトの低減および粗大な酸化物や窒化物の低減だけではなく、合金元素の含有量により大きく変化する。また、構造物として必要な母材の強度や靭性の確保のためにも適正な合金元素を含有させることが望ましい。そのため、上記以外の合金元素(化学成分)についても、以下の理由により含有量(添加量)を限定した。 The HAZ toughness greatly varies depending on the alloy element content, as well as austenite grain refinement and grain refinement, reduction of coarse cementite and island martensite, and reduction of coarse oxides and nitrides. In addition, it is desirable to contain an appropriate alloy element in order to ensure the strength and toughness of the base material necessary for the structure. Therefore, the content (addition amount) of alloy elements (chemical components) other than the above is limited for the following reason.
C:0.05%以上、0.10%未満
Cは母材の強度を上昇させる元素である。C含有量が0.05%未満では母材強度の向上効果が小さいので0.05%を下限とした。より好ましいC含有量の下限値は0.06%である。一方、C含有量が0.10%以上になると、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が増加し、HAZ靭性が低下するため、C含有量の上限を0.10%未満とする。特に、−30℃での低温靭性に対しては、比較的少量の小さなセメンタイトや島状マルテンサイトでも脆性破壊の起点となりやすくHAZ靭性を低下させる場合があるため、C含有量の上限については厳格な規制が必要である。より好ましいC含有量の上限値は0.09%又は0.08%であり、さらに好ましいC含有量の上限値は0.07%である。
Si:0.10%未満
Siを添加するとHAZのミクロ組織中に硬質な脆化組織である島状マルテンサイト相が生成しやすくなる。この島状マルテンサイトは、HAZの低温靭性を劣化させるためSi含有量は0.10%未満とする。Si含有量は少ないほうが望ましいが、0.03%未満へのSi含有量の低減はコスト上昇を伴う場合があり、その場合にはSi含有量0.03%を下限とすることが望ましい。Si量の下限を特に制限する必要はなく、その下限は0%である。
C: 0.05% or more and less than 0.10% C is an element that increases the strength of the base material. If the C content is less than 0.05%, the effect of improving the strength of the base material is small, so 0.05% was made the lower limit. A more preferable lower limit of the C content is 0.06%. On the other hand, when the C content is 0.10% or more, cementite and island martensite, which are the starting points of brittle fracture, increase and the HAZ toughness decreases, so the upper limit of the C content is less than 0.10%. . In particular, for low temperature toughness at −30 ° C., a relatively small amount of small cementite or island martensite is likely to be the starting point of brittle fracture, and may reduce HAZ toughness. Regulation is necessary. A more preferable upper limit value of the C content is 0.09% or 0.08%, and a more preferable upper limit value of the C content is 0.07%.
Si: Less than 0.10% When Si is added, an island-like martensite phase, which is a hard embrittled structure, easily forms in the HAZ microstructure. Since this island-shaped martensite deteriorates the low temperature toughness of the HAZ, the Si content is less than 0.10%. Although it is desirable that the Si content is small, the reduction of the Si content to less than 0.03% may be accompanied by an increase in cost. In this case, it is desirable that the Si content be 0.03%. There is no need to particularly limit the lower limit of the Si amount, and the lower limit is 0%.
Ti:0.004%以上、0.012%以下
Tiは主にBによる焼入れ性向上効果を高めるので、母材の強度上昇およびHAZ組織の微細化に有効である。HAZ組織の微細化には固溶B量の確保が重要であり、固溶Bは超大入熱HAZのフェライト変態を遅らせることでHAZ組織を微細化する。Tiは固溶NをTiNとして固定し、BNの生成を抑制するので固溶B量を確保することができる。また、TiNによるオーステナイト粒の粒成長抑制効果による母材の組織微細化(細粒化)と1350℃以下に加熱されるHAZ組織の微細化に有効である。しかしながら、Ti含有量が0.004%未満ではこれらの効果が得られないので下限値を0.004%とした。これらのTi添加効果を確実に発揮させるため、Ti含有量の下限を0.005%又は0.006%としてもよい。一方、Tiを0.012%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、HAZ靭性が低下する。従って、Ti含有量の上限値を0.012%とした。より好ましいTi含有量の上限値は0.010%又は0.009%であり、さらに好ましいTi含有量の上限値は0.008%である。
Ti: 0.004% or more and 0.012% or less Ti mainly enhances the effect of improving the hardenability by B, and is therefore effective in increasing the strength of the base material and refining the HAZ structure. In order to refine the HAZ structure, it is important to secure the amount of the solid solution B. The solid solution B refines the HAZ structure by delaying the ferrite transformation of the super high heat input HAZ. Since Ti fixes solid solution N as TiN and suppresses the generation of BN, the amount of solid solution B can be ensured. Further, it is effective for refining the base material structure (fine graining) by the effect of suppressing the grain growth of austenite grains by TiN and for refining the HAZ structure heated to 1350 ° C. or less. However, if the Ti content is less than 0.004%, these effects cannot be obtained, so the lower limit was set to 0.004%. In order to reliably exhibit these Ti addition effects, the lower limit of the Ti content may be 0.005% or 0.006%. On the other hand, if Ti is contained in excess of 0.012%, coarse TiN is generated and this becomes the starting point of fracture, so the HAZ toughness decreases. Therefore, the upper limit of the Ti content is set to 0.012%. A more preferable upper limit value of the Ti content is 0.010% or 0.009%, and a further preferable upper limit value of the Ti content is 0.008%.
B:0.0005%以上、0.0020%以下
Bは制御冷却を施す場合に顕著な強度上昇の効果を発揮し、母材強度上昇に有効な元素である。また、超大入熱HAZにおいて固溶Bがフェライト変態を遅らせるため、ミクロ組織の微細化に有効である。しかしながら、0.0005%未満のB含有量では強度上昇効果が得られないので下限値を0.0005%とした。これらのB添加効果を確実に発揮させるため、B含有量の下限を0.0007%又は0.0008%としてもよい。一方、Bを0.0020%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、HAZ靭性が低下する。従って、B含有量の上限値を0.0020%とした。より好ましいB含有量の上限値は0.0017%であり、さらに好ましいB含有量の上限値は0.0015%又は0.0013%である。
B: 0.0005% or more and 0.0020% or less B is an element that exhibits a significant strength increase effect when controlled cooling and is effective in increasing the base material strength. In addition, since the solute B delays the ferrite transformation in the ultra-high heat input HAZ, it is effective for refining the microstructure. However, when the B content is less than 0.0005%, the effect of increasing the strength cannot be obtained, so the lower limit is set to 0.0005%. In order to reliably exhibit these B addition effects, the lower limit of the B content may be set to 0.0007% or 0.0008%. On the other hand, if B is contained in excess of 0.0020%, coarse B nitrides or carbon borides are precipitated and serve as starting points for fracture, so that HAZ toughness is lowered. Therefore, the upper limit of the B content is set to 0.0020%. A more preferable upper limit value of the B content is 0.0017%, and a more preferable upper limit value of the B content is 0.0015% or 0.0013%.
N:0.0020%以上、0.0050%以下
Nは含有量が多いと粗大なTiNや(Ti、Nb)(C、N)を生成しやすくなる。これらの粒子は、脆性破壊の発生起点となる。超大入熱HAZの−30℃での評価では数μmのTiNや(Ti、Nb)(C、N)でも脆性破壊の発生起点になりHAZ靭性の低下を招くため、厳格に制御する。また、固溶N量が多いとBNを生成し固溶B量が低減するので好ましくない。固溶B量が低減すると、固溶Bがフェライト変態を遅らせHAZ組織を微細化させる効果や母材強度を向上させる効果が低減する。特に、本実施形態に係る溶接用鋼材では、粗大なTiNを生成させないようにTi含有量を0.012%以下に限定しているため、TiNとしてTiに固定されていない固溶N量が増えやすい。そのため、最初からN含有量を厳格に制限しておく必要がある。このためN含有量の上限値を0.0050%とした。より好ましいN含有量の上限値は0.0045%又は0.0040%であり、さらにより好ましくは0.0030%である。N含有量は少ないほうが望ましいが、0.0020%未満へのN含有量の低減はコスト上昇を伴う場合があるので0.0020%を下限とした。コスト上昇を避けるため、N含有量を0.0023%又は0.0026%をその下限としてもよい。
N: 0.0020% or more and 0.0050% or less If the content of N is large, coarse TiN and (Ti, Nb) (C, N) are likely to be generated. These particles serve as starting points for brittle fracture. In the evaluation of the super-high heat input HAZ at −30 ° C., even TiN or (Ti, Nb) (C, N) of several μm becomes a starting point of brittle fracture and causes a reduction in HAZ toughness, so that it is strictly controlled. Further, if the amount of solute N is large, BN is generated and the amount of solute B is reduced, which is not preferable. When the amount of solute B is reduced, the effect of solute B delaying the ferrite transformation and refining the HAZ structure and the effect of improving the base material strength are reduced. In particular, in the steel for welding according to the present embodiment, the Ti content is limited to 0.012% or less so as not to generate coarse TiN, so the amount of solute N not fixed to Ti as TiN increases. Cheap. Therefore, it is necessary to strictly limit the N content from the beginning. For this reason, the upper limit of N content was made into 0.0050%. The upper limit value of the N content is more preferably 0.0045% or 0.0040%, and still more preferably 0.0030%. Although it is desirable that the N content is small, the reduction of the N content to less than 0.0020% may involve a cost increase, so 0.0020% was made the lower limit. In order to avoid an increase in cost, the N content may be 0.0023% or 0.0026% as the lower limit.
O:0.0007%以上、0.0020%以下
O含有量が多いと粗大な酸化物が多数生成しやすい。粗大な酸化物は破壊の発生起点となり、HAZ靭性を低下させる。また、Mgの添加に先立つAl含有量が0.020%以上の場合でも、設備上あるいは操業上の不具合などの特殊な要因による溶鋼の大気汚染などにより、O含有量が0.0020%を超える場合には、粗大な酸化物に消費されるMg量が増加する。その結果、微細な(Mg、Zr)S粒子中のMg割合が低下し、(Mg、Zr)S粒子の個数が減少し、HAZ靭性が低下する場合がある。このためO含有量の上限を0.0020%とした。より好ましいO含有量の上限値は0.0018%又は0.0016%である。O含有量は少ないほうが望ましいが、0.0007%未満へのO含有量の低減はコスト上昇を伴う場合があるので0.0007%を下限とした。コスト上昇をさけるため、O含有量の下限を0.0009%又は0.0011%としてもよい。
O: 0.0007% or more and 0.0020% or less When the O content is large, many coarse oxides are easily generated. A coarse oxide becomes a starting point of fracture, and reduces HAZ toughness. Even when the Al content prior to the addition of Mg is 0.020% or more, the O content exceeds 0.0020% due to air pollution of the molten steel due to special factors such as equipment or operational problems. In some cases, the amount of Mg consumed by the coarse oxide increases. As a result, the proportion of Mg in the fine (Mg, Zr) S particles decreases, the number of (Mg, Zr) S particles decreases, and the HAZ toughness may decrease. For this reason, the upper limit of O content was made 0.0020%. A more preferable upper limit of the O content is 0.0018% or 0.0016%. Although it is desirable that the O content is small, the reduction of the O content to less than 0.0007% may involve an increase in cost, so 0.0007% was made the lower limit. In order to avoid an increase in cost, the lower limit of the O content may be 0.0009% or 0.0011%.
P:0.010%以下
Pは粒界脆化をもたらし、靭性に有害な元素である。そのため、P含有量は少ないほうが望ましい。Pを0.010%超含有すると(Mg、Zr)S粒子によってHAZのオーステナイト粒を微細化してもHAZ低温靭性が低下するので0.010%以下に制限する。P含有量において好ましくは、0.009%以下、さらに好ましくは、0.008%以下である。P量の下限を特に制限する必要はなく、その下限は0%である。
P: 0.010% or less P is an element which causes grain boundary embrittlement and is harmful to toughness. Therefore, it is desirable that the P content is small. If the P content exceeds 0.010%, even if the HAZ austenite grains are refined by (Mg, Zr) S particles, the HAZ low-temperature toughness decreases, so the content is limited to 0.010% or less. The P content is preferably 0.009% or less, and more preferably 0.008% or less. There is no need to particularly limit the lower limit of the P amount, and the lower limit is 0%.
本実施形態の溶接用高張力鋼に、さらに、Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、Vの1種または2種以上を含有してもよい。
Cu:1.0%以下
Cuは母材強度上昇に有効な元素であり、Cuを含有してもよいが、1.0%超含有するとHAZ靭性が低下する。従って、Cu含有量を1.0%以下に制限した。Cu含有量において、好ましくは、0.8%以下、さらに好ましくは、0.7%以下、なお一層好ましくは、0.5%以下である。Cuは溶鋼製造時にスクラップ等から不可避的不純物として混入する場合があるが、その下限を特に制限する必要はなく、その下限は0%である。
The high-tensile steel for welding according to this embodiment may further contain one or more of Cu, Ni, Cr, Mo, Nb, and V.
Cu: 1.0% or less Cu is an element effective for increasing the strength of the base material, and may contain Cu, but if it exceeds 1.0%, the HAZ toughness decreases. Therefore, the Cu content is limited to 1.0% or less. The Cu content is preferably 0.8% or less, more preferably 0.7% or less, and still more preferably 0.5% or less. Cu may be mixed as an inevitable impurity from scrap or the like during the production of molten steel, but there is no need to particularly limit the lower limit, and the lower limit is 0%.
Ni:1.5%以下
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。このため、Niを含有してもよい。しかしながら、Niは高価な元素であり、1.5%超含有すると経済性を損なうためNi含有量を1.5%以下に制限した。Ni含有量において好ましくは、1.2%以下、さらに好ましくは、1.0%以下、なお一層好ましくは、0.7%以下である。Niは溶鋼製造時にスクラップ等から不可避的不純物として混入する場合があるが、その下限を特に制限する必要はなく、その下限は0%である。
Cr:0.6%以下
Crは母材強度上昇に効果を有するため、Crを含有してもよい。しかしながら、0.6%超含有するとHAZに島状マルテンサイトが生成し、HAZ靭性が低下する。従って、Crを添加する場合は0.6%以下に制限する。Cr含有量について、好ましくは、0.4%以下、さらに好ましくは、0.3%以下である。Crは溶鋼製造時にスクラップ等から不可避的不純物として混入する場合があるが、その下限を特に制限する必要はなく、その下限は0%である。
Ni: 1.5% or less Ni has an effect of increasing the strength of the base material by increasing the hardenability and further improves toughness. For this reason, you may contain Ni. However, Ni is an expensive element, and if the content exceeds 1.5%, the economy is impaired, so the Ni content is limited to 1.5% or less. The Ni content is preferably 1.2% or less, more preferably 1.0% or less, and still more preferably 0.7% or less. Ni may be mixed as an inevitable impurity from scrap or the like during the production of molten steel, but there is no need to particularly limit the lower limit, and the lower limit is 0%.
Cr: 0.6% or less Since Cr is effective in increasing the strength of the base material, it may contain Cr. However, if it exceeds 0.6%, island martensite is generated in the HAZ, and the HAZ toughness is lowered. Therefore, when adding Cr, it limits to 0.6% or less. About Cr content, Preferably it is 0.4% or less, More preferably, it is 0.3% or less. Although Cr may be mixed as an inevitable impurity from scrap or the like during the production of molten steel, the lower limit is not particularly limited, and the lower limit is 0%.
Mo:0.40%以下
Moは母材強度上昇に効果を有するため、Moを含有してもよい。しかしながら、Moを0.40%超含有するとHAZに硬化組織を生成し、HAZ靭性が低下する。従って、Moを含有する場合、0.40%以下に制限した。Mo含有量について好ましくは、0.25%以下、さらに好ましくは、0.10%以下である。Moは溶鋼製造時にスクラップ等から不可避的不純物として混入する場合があるが、その下限を特に制限する必要はなく、その下限は0%である。
Nb:0.020%以下
Nbは母材の強度上昇および組織微細化に有効な元素であるため、Nbを含有してもよい。しかしながら、Nbを0.020%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、HAZ靭性が低下する。従って、Nb含有量を0.020%以下に制限した。Nb含有量において好ましくは、0.018%以下、さらに好ましくは、0.016%以下である。Nbは溶鋼製造時にスクラップ等から不可避的不純物として混入する場合があるが、その下限を特に制限する必要はなく、その下限は0%である。
Mo: 0.40% or less Since Mo is effective in increasing the strength of the base material, it may contain Mo. However, if Mo is contained in excess of 0.40%, a hardened structure is generated in HAZ, and HAZ toughness is reduced. Therefore, when it contains Mo, it limited to 0.40% or less. The Mo content is preferably 0.25% or less, more preferably 0.10% or less. Mo may be mixed as an inevitable impurity from scrap or the like during the production of molten steel, but the lower limit thereof is not particularly limited, and the lower limit is 0%.
Nb: 0.020% or less Since Nb is an element effective for increasing the strength of the base material and refining the structure, Nb may be contained. However, when Nb exceeds 0.020%, precipitation of Nb carbonitride in HAZ becomes remarkable, and HAZ toughness decreases. Therefore, the Nb content is limited to 0.020% or less. The Nb content is preferably 0.018% or less, and more preferably 0.016% or less. Nb may be mixed as an inevitable impurity from scrap or the like during the production of molten steel, but the lower limit thereof is not particularly limited, and the lower limit is 0%.
V:0.060%以下
Vは母材の強度上昇および組織微細化に有効な元素であるため、Vを含有してもよい。しかしながら、Vを0.060%超含有するとHAZにおける炭窒化物の析出が顕著となり、HAZ靭性が低下する。従って、V含有量を0.060%以下に制限した。好ましくは、V含有量0.050%以下である。Vは溶鋼製造時にスクラップ等から不可避的不純物として混入する場合があるが、その下限を特に制限する必要はなく、その下限は0%である。
V: 0.060% or less Since V is an element effective for increasing the strength of the base material and refining the structure, V may be contained. However, if the V content exceeds 0.060%, precipitation of carbonitrides in the HAZ becomes remarkable, and the HAZ toughness decreases. Therefore, the V content is limited to 0.060% or less. Preferably, the V content is 0.050% or less. V may be mixed as an inevitable impurity from scrap or the like during the production of molten steel, but there is no need to particularly limit its lower limit, and the lower limit is 0%.
また、本実施形態に係る溶接用鋼材では、y形溶接割れ試験(JIS Z 3158)時の必要予熱温度を25℃以下とするために、下記式1で表されるPcm値を、0.23%以下とする。Pcm値についてより好ましくは0.22%以下又は0.21%以下である。一方、Pcm値が0.16%を下回ると十分な母材強度、あるいは十分な継手強度が得られない場合があるのでPcm値の下限値を0.16%とした。より好ましいPcm値の下限値は0.17%である。
Pcm=[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5×[B]…式1
上述の式1において、[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B]は、それぞれC、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Bの質量%で表した含有量を意味する。
Further, in the steel for welding according to the present embodiment, in order to set the necessary preheating temperature at the time of the y-type weld crack test (JIS Z 3158) to 25 ° C. or less, the Pcm value represented by the following formula 1 is set to 0.23. % Or less. The Pcm value is more preferably 0.22% or less or 0.21% or less. On the other hand, if the Pcm value is less than 0.16%, sufficient base material strength or sufficient joint strength may not be obtained. Therefore, the lower limit value of the Pcm value is set to 0.16%. A more preferable lower limit of the Pcm value is 0.17%.
Pcm = [C] + [Si] / 30 + [Mn] / 20 + [Cu] / 20 + [Ni] / 60 + [Cr] / 20 + [Mo] / 15 + [V] / 10 + 5 × [B] Formula 1
In the above formula 1, [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V], and [B] are C, Si, Mn, It means the content expressed by mass% of Cu, Ni, Cr, Mo, V, B.
さらに、本実施形態に係る溶接用高張力鋼では、超大入熱溶接後のHAZの焼入れ性を高めてフェライト変態温度を低下させることで、フェライトを微細化させるため、以下の式2で表される焼入れ性指数DI値を1.00以上とした。
超大入熱HAZにおけるフェライトを微細化させることで、HAZ靭性が向上する。すなわち、DI値が1.00未満では、オーステナイト粒径が細粒であっても、オーステナイトから変態したフェライトの微細化が十分でなく靭性が低下する。DI値についてより好ましくは1.10である。一方、DI値が3.00を超えるとHAZが硬化しHAZ靭性が低下するため上限値を3.00とした。より好ましいDI値の上限値は2.70であり、さらに好ましくは2.50である。
DI=0.367×([C]1/2)×(1+0.7×[Si])×(1+3.33×[Mn])×(1+0.35×[Cu])×(1+0.36×[Ni])×(1+2.16×[Cr])×(1+3.0×[Mo])×(1+1.75×[V])×(1+1.77×[Al])…式2
上述の式2において、[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[Al]は、それぞれC、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Alの質量%で表した含有量を意味する。
Furthermore, in the high-tensile steel for welding according to the present embodiment, the ferrite is refined by increasing the hardenability of HAZ after super-high heat input welding and lowering the ferrite transformation temperature. The hardenability index DI value was 1.00 or more.
HAZ toughness is improved by refining the ferrite in the ultra-high heat input HAZ. That is, if the DI value is less than 1.00, even if the austenite grain size is fine, the ferrite transformed from austenite is not sufficiently refined and the toughness is lowered. The DI value is more preferably 1.10. On the other hand, if the DI value exceeds 3.00, the HAZ hardens and the HAZ toughness decreases, so the upper limit was set to 3.00. The upper limit value of the DI value is more preferably 2.70, and further preferably 2.50.
DI = 0.367 × ([C] 1/2 ) × (1 + 0.7 × [Si]) × (1 + 3.33 × [Mn]) × (1 + 0.35 × [Cu]) × (1 + 0.36 × [Ni]) × (1 + 2.16 × [Cr]) × (1 + 3.0 × [Mo]) × (1 + 1.75 × [V]) × (1 + 1.77 × [Al])
In the above formula 2, [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V], and [Al] are C, Si, Mn, It means the content expressed by mass% of Cu, Ni, Cr, Mo, V, and Al.
本実施形態に係る溶接用高張力鋼は、上記成分を含有または制限し、残部が鉄および不可避的不純物を含む。しかしながら、本実施形態に係る溶接用高張力鋼には、上記成分の他に、鋼材自体の強度、靭性等を一段と改善する目的で、あるいはスクラップ等の副原料からの不可避的不純物として、以下の合金元素を含有してもよい。 The high-strength steel for welding according to this embodiment contains or restricts the above components, and the balance contains iron and inevitable impurities. However, in the high-strength steel for welding according to the present embodiment, in addition to the above components, for the purpose of further improving the strength, toughness and the like of the steel material itself, or as an unavoidable impurity from auxiliary materials such as scrap, the following An alloy element may be contained.
SbはHAZ靭性を損なうため、Sb含有量[Sb]は、0.005%以下であることが好ましく、0.003%以下であることがより好ましく、0.001%以下であることが最も好ましい。
SnはHAZ靭性を損なうため、Sn含有量[Sn]は、0.005%以下であることが好ましく、0.003%以下であることがより好ましく、0.001%以下であることが最も好ましい。
AsはHAZ靭性を損なうため、As含有量[As]は、0.005%以下であることが好ましく、0.003%以下であることがより好ましく、0.001%以下であることが最も好ましい。
また、上記成分の上記効果を十分に発揮させるために、Co、Zn及びWを、それぞれ0.01%以下又は0.005%以下に制限することが好ましい。
Since Sb impairs HAZ toughness, the Sb content [Sb] is preferably 0.005% or less, more preferably 0.003% or less, and most preferably 0.001% or less. .
Since Sn impairs HAZ toughness, the Sn content [Sn] is preferably 0.005% or less, more preferably 0.003% or less, and most preferably 0.001% or less. .
Since As impairs HAZ toughness, the As content [As] is preferably 0.005% or less, more preferably 0.003% or less, and most preferably 0.001% or less. .
In order to sufficiently exhibit the above-described effects of the above components, it is preferable to limit Co, Zn and W to 0.01% or less or 0.005% or less, respectively.
Sb、Sn、As、Co、Zn及びWの下限を制限する必要はなく、各元素の下限は0%である。また、下限の規定がない合金元素(例えば、Si、Ca、REM、P、Ni、Cr、Mo、Nb、V及びSb)が意図的に添加されたとしても、または不可避的不純物としての混入であっても、その含有量が請求範囲内にあれば、その高張力鋼(鋼材)は本発明の請求範囲内と解釈する。
本実施形態に係る溶接用高張力鋼における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。
There is no need to limit the lower limit of Sb, Sn, As, Co, Zn and W, and the lower limit of each element is 0%. Moreover, even if an alloy element (for example, Si, Ca, REM, P, Ni, Cr, Mo, Nb, V, and Sb) without a lower limit is intentionally added, or due to contamination as an inevitable impurity Even if it exists, if the content is in a claim, the high-tensile steel (steel material) will be interpreted as the claim of this invention.
The effect of improving the HAZ toughness in the high-strength steel for welding according to the present embodiment 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).
次に、本実施形態に係る溶接用高張力鋼の製造方法について説明する。
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、Mgの添加に先立ちAlを0.020%以上添加する。その際、Ca、REMの混入が0.0005%未満に抑制できていることを確認してからMgを添加し、必要に応じてその他の元素の含有量の調整を行った後、連続鋳造により鋳造することにより、鋼中にMgとZrとの合計に占めるMgの割合が、原子%で70%以上、90%以下である(Mg、Zr)Sの微細粒子を含有した鋳片を得ることができる。
Next, the manufacturing method of the high strength steel for welding which concerns on this embodiment is demonstrated.
The steel melting method is, for example, in a state where the molten steel temperature is 1650 ° C. or less, the molten steel O concentration is 0.01% or less, and the molten steel S concentration is 0.02% or less, and Al is added 0.020 prior to the addition of Mg. Add at least%. At that time, after confirming that mixing of Ca and REM could be suppressed to less than 0.0005%, Mg was added, and after adjusting the content of other elements as necessary, by continuous casting By casting, the ratio of Mg to the total of Mg and Zr in the steel is 70% or more and 90% or less in atomic% to obtain a slab containing fine particles of (Mg, Zr) S. Can do.
本実施形態に係る溶接用高張力鋼を鋳造した後の加熱、圧延、熱処理条件は、母鋼材の目標とする機械的性質に応じて、例えば、制御圧延・制御冷却、圧延後直接焼入れ・焼き戻し、圧延後一旦冷却後焼入れ・焼戻し、など適宜選定すればよい。 The heating, rolling, and heat treatment conditions after casting the high-strength steel for welding according to the present embodiment are, for example, controlled rolling / control cooling, direct quenching / quenching after rolling, depending on the target mechanical properties of the base steel material. What is necessary is just to select suitably, such as quenching and tempering after cooling and once cooling after rolling.
以上説明の如く得られた本実施形態に係る溶接用高張力鋼であるならば、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の溶接に用いたとしても、溶接熱影響部(HAZ)の低温靭性に優れた性能を提供できる。
特に、上述の溶接用高張力鋼は、入熱が200kJ/cm以上で、例えば400〜1000kJ/cm程度の超大入熱溶接であっても優れたHAZの低温靭性を有する。また、前記溶接用高張力鋼は、−20℃における低温靭性に優れた上に、−30℃における低温靭性にも優れた高張力鋼を提供できる。
より具体的には、一例として、板厚40mm以上で100mm以下の高張力鋼であって、降伏応力355MPa以上、引張強さ490MPa以上、720MPa以下の低温靭性に優れた高張力鋼を提供できる。
If it is the high-tensile steel for welding according to the present embodiment obtained as described above, electroslag welding applied in the assembly of box columns such as high-rise buildings, or electrogas applied in shipbuilding, bridges, etc. Even if it is used for welding of super-high heat input welding such as welding, it is possible to provide performance with excellent low temperature toughness of the weld heat affected zone (HAZ).
In particular, the above-described high-tensile steel for welding has a heat input of 200 kJ / cm or more, and has excellent HAZ low-temperature toughness even in super-high heat input welding of, for example, about 400 to 1000 kJ / cm. Further, the high-strength steel for welding can provide high-tensile steel excellent in low-temperature toughness at -30 ° C as well as excellent in low-temperature toughness at -20 ° C.
More specifically, as an example, a high-strength steel having a plate thickness of 40 mm or more and 100 mm or less and having excellent low-temperature toughness with a yield stress of 355 MPa or more, a tensile strength of 490 MPa or more and 720 MPa or less can be provided.
以下に本発明の実施例を示すが、以下に示す実施例は本発明の一例であり、本発明は以下に説明する実施例に制限されるものではない。
転炉により鋼を溶製し、連続鋳造により厚さが320mmのスラブを製造した。表1、表2に鋼種A1〜A50の化学成分を示す。
Examples of the present invention will be described below. However, the following examples are examples of the present invention, and the present invention is not limited to the examples described below.
Steel was melted by a converter and a slab having a thickness of 320 mm was manufactured by continuous casting. Tables 1 and 2 show chemical components of steel types A1 to A50.
表1の鋼種A1〜A24は、Mgの添加に先立ちAlを0.020%以上添加し、Ca、REMの混入が0.0005%以下に抑制できていることを確認してからMgを添加した。表2の鋼種A25〜A33、A35〜A41、A44〜A50は、Mgの添加に先立ちAlを0.020%以上添加し、Ca、REMの混入が0.0005%以下に抑制できていることを確認してからMgを添加した。表2の鋼種A34はMgの添加に先立ちAlを添加したが、その際のAl含有量が0.020%未満であった。鋼種A42はMgの添加に先立ちAlを0.020%以上添加したが、Caが過剰に混入した状態でMgを添加した。鋼種A43はMgの添加に先立ちAlを0.020%以上添加したが、REMが過剰に混入した状態でMgを添加した。 Steel types A1 to A24 of Table 1 added 0.020% or more of Al prior to the addition of Mg, and Mg was added after confirming that mixing of Ca and REM could be suppressed to 0.0005% or less. . Steel types A25 to A33, A35 to A41, and A44 to A50 in Table 2 add 0.020% or more of Al prior to the addition of Mg, and the mixing of Ca and REM can be suppressed to 0.0005% or less. After confirmation, Mg was added. Steel type A34 in Table 2 added Al prior to the addition of Mg, but the Al content at that time was less than 0.020%. In steel type A42, 0.020% or more of Al was added prior to the addition of Mg, but Mg was added in a state where Ca was excessively mixed. In steel type A43, 0.020% or more of Al was added prior to the addition of Mg, but Mg was added in a state where REM was excessively mixed.
表3、表4に鋼種A1〜A50の化学成分を有するスラブを用いて製造した鋼材(鋼材No.1〜50)の製造方法、板厚、母材特性及び溶接再現熱サイクルによる継手靭性評価結果を示す。 Tables 3 and 4 show the methods of manufacturing steel sheets (steel materials No. 1 to 50) manufactured using slabs having chemical components of steel types A1 to A50, sheet thicknesses, base material characteristics, and joint toughness evaluation results by welding reproduction thermal cycle. Indicates.
表3、表4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・焼戻し法より鋼板を製造し、板厚は40〜100mmとした。
母材強度(降伏応力及び引張強さ)は、JIS Z 2241に規定の4号丸棒引張試験片を板厚の1/4部(1/4t部)から圧延方向に平行な方向(L方向)にて採取し、JIS Z 2241に規定の方法で評価した。
母材靭性は、1/4t部から圧延方向に直角な方向(C方向)にJIS Z 2242に規定の衝撃試験片を採取し、JIS Z 2242に規定の方法で−50℃でのシャルピー吸収エネルギー(vE−50)を求めて評価した。
As shown in Tables 3 and 4, steel plates were manufactured by controlled rolling / control cooling method, quenching / tempering method, and direct quenching / tempering method, and the plate thickness was 40-100 mm.
Base material strength (yield stress and tensile strength) is the direction parallel to the rolling direction from 1/4 part (1 / 4t part) of the plate thickness of No. 4 round bar tensile test piece specified in JIS Z2241 (L direction) ) And evaluated by the method prescribed in JIS Z 2241.
The base metal toughness is obtained by collecting an impact test piece specified in JIS Z 2242 in a direction (C direction) perpendicular to the rolling direction from a 1/4 t portion, and by Charpy absorbed energy at −50 ° C. by the method specified in JIS Z 2242. (VE-50) was determined and evaluated.
溶接性はJIS Z 3158に規定の方法で、入熱1.7kJ/mmで被覆アーク溶接を行い、ルート割れ防止に必要な予熱温度を求めて評価した。継手靭性の評価は入熱500kJ/cmでの超大入熱溶接を再現した熱サイクルを付与した試験片からシャルピー衝撃試験片を採取することで評価した。熱サイクルはピーク温度1400℃で60秒保持し、その後1℃/秒の冷却速度で100℃以下まで冷却した。
衝撃試験は−30℃で行い(vE−30)、9本繰り返しの平均値と最低値で靭性を評価した。また、ピーク温度1400℃で120秒保持後、100℃以下まで急冷する熱サイクルを付与したサンプルにつき、オーステナイト粒径を測定し、さらに、0.015〜0.2μmの粒子径の(Mg、Zr)S粒子の粒子個数を上述の方法に従って測定した。この時、個数を測定した粒子はMgとZrとの合計に占めるMgの割合が、原子%で70%以上90%以下である。
Weldability was evaluated by obtaining a preheating temperature necessary for preventing root cracking by performing coated arc welding with a heat input of 1.7 kJ / mm by the method prescribed in JIS Z 3158. The joint toughness was evaluated by collecting Charpy impact test pieces from the test pieces provided with a heat cycle that reproduced super-high heat input welding with a heat input of 500 kJ / cm. The heat cycle was held at a peak temperature of 1400 ° C. for 60 seconds, and then cooled to 100 ° C. or less at a cooling rate of 1 ° C./second.
The impact test was performed at −30 ° C. (vE-30), and the toughness was evaluated by the average value and the minimum value of 9 repetitions. In addition, the austenite particle size was measured for a sample provided with a thermal cycle that was rapidly cooled to 100 ° C. or less after being held at a peak temperature of 1400 ° C. for 120 seconds, and (Mg, Zr ) The number of S particles was measured according to the method described above. At this time, in the particles whose number is measured, the ratio of Mg in the total of Mg and Zr is 70% or more and 90% or less in atomic%.
表3、表4には参考として、0.015〜0.2μmの粒子径のMgとZrを含有する硫化物粒子中の、Mgの割合(原子%)を各粒子につき平均した値を記す。
各特性の目標値はそれぞれ母材降伏応力が355MPa以上、母材引張強さが490MPa以上、720MPa以下、母材のvE−50が100J以上、必要予熱温度が25℃以下、超大入熱溶接を再現した熱サイクルを付与したvE−30が平均値で150J以上、最低値で100J以上とした。
Tables 3 and 4 show, for reference, values obtained by averaging the ratio (atomic%) of Mg in sulfide particles containing Mg and Zr having a particle diameter of 0.015 to 0.2 μm for each particle.
The target values of each characteristic are the base material yield stress of 355 MPa or more, the base material tensile strength of 490 MPa or more and 720 MPa or less, the base material vE-50 of 100 J or more, the required preheating temperature of 25 ° C. or less, and super large heat input welding. The average value of vE-30 to which the reproduced thermal cycle was applied was 150 J or more, and the minimum value was 100 J or more.
表3、表4から明らかな通り、鋼材No.1〜24は必要予熱温度、超大入熱溶接を再現した熱サイクルでのHAZ靭性の目標値をいずれも満足し、粒子径が0.015〜0.2μmの(Mg、Zr)S粒子を1平方mmあたり1.0×104個以上、2.95×105以下含み、オーステナイト粒径が99μm以下と細粒である。なお、引張強さも490MPa以上、具体的には539〜718MPaと高かった。 As apparent from Tables 3 and 4, the steel material No. 1 to 24 satisfy both the required preheating temperature and the target value of HAZ toughness in a thermal cycle that reproduces super-high heat input welding, and 1 (Mg, Zr) S particles having a particle diameter of 0.015 to 0.2 μm are 1 It contains 1.0 × 10 4 or more per square mm and 2.95 × 10 5 or less, and the austenite grain size is 99 μm or less. The tensile strength was also high at 490 MPa or more, specifically 539 to 718 MPa.
これに対して、鋼材No.25はC含有量が不足しているため、母材強度が不足している。
鋼材No.36はTi含有量が不足しているため、Bの焼入れ性向上効果が不足し、母材強度が不足すると共に、組織微細化効果が得られずHAZ靭性の最低値の目標値を満足できない。
鋼材No.38、46はそれぞれB含有量とDI値、およびPcm値とDI値が不足しており、オーステナイト粒が細粒であってもHAZ靭性が平均値、最低値ともに目標値を満足できず、母材強度も満足できない。
鋼材No.26、28、30、31、35、39、44、48はそれぞれC含有量、Si含有量、Mn含有量、P含有量、Al含有量、B含有量、N含有量、DI値が上限値を超えており、オーステナイト粒が細粒であってもHAZ靭性が平均値、最低値ともに目標値を満足できない。
On the other hand, the steel material No. Since No. 25 has insufficient C content, the base material strength is insufficient.
Steel No. Since the Ti content of 36 is insufficient, the effect of improving the hardenability of B is insufficient, the strength of the base material is insufficient, the effect of refining the structure cannot be obtained, and the target value of the minimum value of HAZ toughness cannot be satisfied.
Steel No. 38 and 46 have insufficient B content and DI value, and Pcm value and DI value, respectively, and even if the austenite grains are fine grains, the HAZ toughness cannot satisfy the target value for both the average value and the minimum value. The material strength is not satisfactory.
Steel No. 26, 28, 30, 31, 35, 39, 44, and 48 are C content, Si content, Mn content, P content, Al content, B content, N content, and DI value are upper limit values, respectively. Even if the austenite grains are fine grains, the HAZ toughness cannot satisfy the target value for both the average value and the minimum value.
鋼材No.27、37はそれぞれSi含有量、Ti含有量が上限値を超えており、オーステナイト粒が細粒であってもHAZ靭性の最低値が目標値を満足できない。
鋼材No.29はMn含有量とDI値が不足しており、オーステナイト粒が細粒であってもHAZ靭性が平均値、最低値ともに目標値を満足できない。
鋼材No.32、34、40、41はS含有量、Al含有量、Mg含有量、Zr含有量が不足しており、(Mg、Zr)S粒子の個数が少なくオーステナイト粒が粗大であり、HAZ靭性が平均値、最低値ともに目標値を満足できない。
鋼材No.33、42、43、45はS含有量、Ca含有量、REM含有量、O含有量が過剰であり、(Mg、Zr)S粒子の個数が少なくオーステナイト粒が粗大であり、HAZ靭性が平均値、最低値ともに目標値を満足できない。
Steel No. In Nos. 27 and 37, the Si content and the Ti content exceed the upper limit, respectively, and even if the austenite grains are fine, the minimum value of the HAZ toughness cannot satisfy the target value.
Steel No. No. 29 has insufficient Mn content and DI value, and even if the austenite grains are fine, the HAZ toughness cannot satisfy the target value for both the average value and the minimum value.
Steel No. 32, 34, 40, 41 have insufficient S content, Al content, Mg content, Zr content, (Mg, Zr) the number of S particles is small, austenite grains are coarse, and HAZ toughness is Neither average nor minimum can satisfy the target value.
Steel No. 33, 42, 43, and 45 are excessive in S content, Ca content, REM content, O content, (Mg, Zr) the number of S particles is small, austenite grains are coarse, and HAZ toughness is average Both the value and the minimum value cannot satisfy the target value.
鋼材No.47はPcm値が上限値を超えており、必要予熱温度の目標値25℃以下を満足できない。
鋼材No.49は、Cu含有量、鋼材No.50は、Cr含有量、Nb含有量、V含有量が上限を超えているため、オーステナイト粒が細粒であってもHAZ靭性が平均値、最低値ともに目標値を満足できない。
Steel No. No. 47 has a Pcm value exceeding the upper limit value and cannot satisfy the target value of 25 ° C. or less for the necessary preheating temperature.
Steel No. 49, Cu content, steel material No. 49. In No. 50, since the Cr content, the Nb content, and the V content exceed the upper limit, even if the austenite grains are fine, the HAZ toughness cannot satisfy the target value for both the average value and the minimum value.
本発明の溶接用高張力鋼によれば、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り、その工業界への効果は極めて大きい。
本発明における溶接用高張力鋼による「溶接用鋼材」とは、例えば、JIS G3106「溶接構造用圧延鋼材」、JIS G3115「圧力容器用鋼板」、JIS G3126「低温用圧力容器用炭素鋼鋼板」に相当する。
According to the high-strength steel for welding of the present invention, it is possible to produce a highly reliable welded structure by applying it to a structure to which super-high heat input welding is applied. The effect is extremely large.
Examples of the “welding steel material” by the high-strength steel for welding in the present invention include, for example, JIS G3106 “rolled steel material for welded structure”, JIS G3115 “steel plate for pressure vessel”, JIS G3126 “carbon steel plate for low temperature pressure vessel”. It corresponds to.
Claims (3)
C:0.05%以上、0.10%未満、
Mn:1.40%以上、1.80%以下、
S:0.0020%以上、0.0080%以下、
Al:0.020%以上、0.070%以下、
Ti:0.004%以上、0.012%以下、
B:0.0005%以上、0.0020%以下、
Mg:0.0015%以上、0.0030%以下、
Zr:0.0010%以上、0.0050%以下、
N:0.0020%以上、0.0050%以下、
O:0.0007%以上、0.0020%以下
を含有し、
Si:0.10%未満、
P:0.01%以下、
Ca:0.0005%以下、
REM:0.0005%以下、
Cu:1.0%以下、
Ni:1.5%以下、
Cr:0.6%以下、
Mo:0.40%以下、
Nb:0.020%以下、
V:0.060%以下
に制限し、
残部がFe及び不可避的不純物からなり、
下記式1で表される溶接割れ感受性指数であるPcm値が0.16%以上、0.23%以下であり、
下記式2で表される焼入れ性指数であるDI値が1.00以上、3.00以下であり、
粒子径が0.015μm以上0.2μm以下で、MgとZrとの合計に占めるMgの割合が、原子%で70%以上90%以下である(Mg、Zr)Sを1平方mmあたり1.0×104個以上3.0×105個以下含むことを特徴とする溶接用高張力鋼。
Pcm=[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5×[B]…式1
DI=0.367×([C]1/2)×(1+0.7×[Si])×(1+3.33×[Mn])×(1+0.35×[Cu])×(1+0.36×[Ni])×(1+2.16×[Cr])×(1+3.0×[Mo])×(1+1.75×[V])×(1+1.77×[Al])…式2
ここで、[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[Al]、[B]は、それぞれC、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Al、Bの質量%で表した含有量を意味する。 % By mass
C: 0.05% or more, less than 0.10%,
Mn: 1.40% or more, 1.80% or less,
S: 0.0020% or more, 0.0080% or less,
Al: 0.020% or more, 0.070% or less,
Ti: 0.004% or more, 0.012% or less,
B: 0.0005% or more, 0.0020% or less,
Mg: 0.0015% or more, 0.0030% or less,
Zr: 0.0010% or more, 0.0050% or less,
N: 0.0020% or more, 0.0050% or less,
O: 0.0007% or more, containing 0.0020% or less,
Si: less than 0.10%,
P: 0.01% or less,
Ca: 0.0005% or less,
REM: 0.0005% or less,
Cu: 1.0% or less,
Ni: 1.5% or less,
Cr: 0.6% or less,
Mo: 0.40% or less,
Nb: 0.020% or less,
V: limited to 0.060% or less,
The balance consists of Fe and inevitable impurities,
Pcm value which is a weld crack sensitivity index represented by the following formula 1 is 0.16% or more and 0.23% or less,
DI value which is a hardenability index represented by the following formula 2 is 1.00 or more and 3.00 or less,
(Mg, Zr) S having a particle size of 0.015 μm or more and 0.2 μm or less and the ratio of Mg in the total of Mg and Zr is 70% or more and 90% or less in terms of atomic%. A high-strength steel for welding, comprising 0 × 10 4 or more and 3.0 × 10 5 or less.
Pcm = [C] + [Si] / 30 + [Mn] / 20 + [Cu] / 20 + [Ni] / 60 + [Cr] / 20 + [Mo] / 15 + [V] / 10 + 5 × [B] Formula 1
DI = 0.367 × ([C] 1/2 ) × (1 + 0.7 × [Si]) × (1 + 3.33 × [Mn]) × (1 + 0.35 × [Cu]) × (1 + 0.36 × [Ni]) × (1 + 2.16 × [Cr]) × (1 + 3.0 × [Mo]) × (1 + 1.75 × [V]) × (1 + 1.77 × [Al])
Here, [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V], [Al], and [B] are C, Si, and Mn, respectively. , Cu, Ni, Cr, Mo, V, Al, and the content expressed by mass% of B.
Ni:0.7%以下、
Cu:0.5%以下、
Cr:0.3%以下、
Mo:0.10%以下
に制限することを特徴とする請求項1に記載の溶接用高張力鋼。 Furthermore, in mass%,
Ni: 0.7% or less,
Cu: 0.5% or less,
Cr: 0.3% or less,
Mo: The high-tensile steel for welding according to claim 1, characterized by being limited to 0.10% or less.
降伏応力が、355MPa以上、
引張強さが、490MPa以上720MPa以下、
であることを特徴とする請求項1または2に記載の溶接用高張力鋼。 The plate thickness is 40 mm or more and 100 mm or less,
Yield stress is 355 MPa or more,
Tensile strength is 490 MPa or more and 720 MPa or less,
The high-strength steel for welding according to claim 1 or 2, wherein
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