WO1997039157A1 - Acier possedant une plus grande solidite dans les zones affectees par la chaleur de soudures - Google Patents

Acier possedant une plus grande solidite dans les zones affectees par la chaleur de soudures Download PDF

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WO1997039157A1
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haz
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Takuya Hara
Hitoshi Asahi
Hiroshi Tamehiro
Ryuji Uemori
Naoki Saito
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Nippon Steel Corporation
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    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • the present invention relates to steel having excellent low-temperature toughness in a heat affected zone (HAZ), and can be applied to structural steel materials such as arc welding, electron beam welding, and laser welding.
  • HZ heat affected zone
  • the present invention relates to a steel having excellent HAZ toughness by adding Ti and Mg and controlling the amounts thereof to disperse oxides and composite oxides of these elements finely.
  • HAZ toughness One of the important properties required for steel materials used in structures such as shipbuilding, construction, pressure vessels and line pipes.
  • heat treatment technology, controlled rolling, and thermomechanical processing (TMCP) have been highly developed, and it has become easier to improve the low-temperature rice quality of steel itself.
  • TMCP thermomechanical processing
  • the fine structure of the steel material is completely lost, and the microstructure is significantly coarsened, causing a significant deterioration in HAZ toughness.
  • (1) technology to suppress coarsening of austenite grains by TiN, (2) technology to generate intragranular frites by Ti oxide, etc. have been studied and put into practical use. .
  • CAMP-ISIJ Vol. 3 (1990) 808 describes the effect of N on intragranular ferrite transformation in Ti-oxide steels, and see Iron and Steel Vol. 79 (1993) No. 10 Has reported the effect of B on intragranular ferrite transformation in Ti-containing steels. With these techniques, the level of HAZ toughness was not always enough. Higher in terms of welding work Disclosure of the invention where steel materials that can be used at high temperatures, at low temperatures, and even under adult heat are strongly required
  • the present invention provides a steel material (thick steel plate, hot coil, shaped steel, steel pipe, etc.) having excellent HAZ toughness.
  • the present inventors have conducted intensive research on chemical components (composition) and their microstructures in order to improve the HAZ property of steel materials, and have led to the invention of a new high HAZ toughness steel.
  • the gist of the present invention is
  • Mn 0.5 to 2.5, P 0.030 or less
  • A1 0.02 or less, 0.000 mg of Mg 0, 0010,
  • ⁇ contains 0.001 to 0.004, N 0.001 to 0.006-and, if necessary,
  • Contain one or two or more, and a balance of Fe and unavoidable impurities, and particle size was contained an oxide of 0.001 to 5.0 m of the Ti and Mg and the composite oxides 40 Kono ⁇ more It is steel.
  • the metal Mg contained in the iron foil is used as the Mg-added element.
  • % means “% by weight” in all cases.
  • the feature of the present invention is that oxides and composite oxides containing Ti and Mg in steel by simultaneously adding trace amounts of Ti and Mg to low carbon steel and controlling the amount of Ti (Including MnS, CuS, TiN, etc.) finely.
  • the oxides and composite oxides containing Ti and Mg (including MnS, CuS, Ti, etc.) used herein are mainly Ti oxides, Mg oxides or steel oxides in steel.
  • the above-mentioned compound may further include a nitride such as TiN.
  • the finely dispersed Ti, Mg composite oxides can (1) generate fine intragranular fluoride in coarsened austenite grains and / or (2) suppress the coarsening of austenite grains and refine the HAZ structure. And significantly improved HAZ toughness.
  • the improvement in HAZ toughness could be summarized by the amount of Mg in the steel and the type of Mg-added element. In other words, when pure Mg metal (99% or more) is added in the form of iron foil, 1 shows the effect when the Mg content is 0.0020% or less, and 2 shows the effect when the Mg content exceeds 0.0020%. Was found to appear.
  • the size and density of the Ti, Mg composite oxide are large.
  • the amount of Mg is large, there is a case where Mg alone is present in addition to the composite oxide of Ti and Mg, and when the amount is small, Ti alone is present in addition to the composite oxide of Ti and Mg. In some cases, oxides are present. However, there is no problem if Ti and Mg are used alone or in the case where the size of the composite oxide is 0.001-5.0 / m, since they are finely dispersed. The preferred size of the oxide or composite oxide is 0.001 to 2 m.
  • this composite oxide was dispersed in a larger amount and finer than the Ti oxide generated when Ti alone was added, and the effect on (1) and (2) was also greater.
  • the upper limit of the Ti content must be 0.025% in order to prevent the low temperature toughness deterioration due to the formation of TiC in the HAZ.
  • the upper limit of the amount of Mg is set to 0.0010% because it is extremely difficult to disperse a large amount of oxides in steelmaking.
  • the oxide is too small to have the effect of suppressing austenite grain coarsening or the effect of forming intragranular X-light, and the size exceeds 5.0 im. Since the oxide is too large, the effect of suppressing austenite grain coarsening or the effect of generating intragranular ferrite is also lost. Density of The Ti, composite oxide of Mg is 40 7 ⁇ is less than 2 is required 40 mm 2 or more at INO such twist in the grains rather small number of oxides dispersed transformation. Furthermore, in order to obtain a large amount of fine Ti and Mg oxides, it is important to limit the amount to zero. If the amount is too small, a large amount of the composite oxide is obtained. If the amount is too large, the cleanliness of the steel deteriorates. For this reason, the amount of 0 was limited to 0.001 to 0.004%.
  • C content is limited to 0.01 to 0.15%. Carbon is an extremely effective element for improving the strength of steel, and a minimum of 0.01% is required to achieve the effect of grain refinement. However, if the amount of C is too large, the low-temperature toughness of the base material and HAZ is significantly deteriorated, so the upper limit was set to 0.15%.
  • Si is a powerful element that is added for deoxidation and strength improvement.If added too much, it significantly deteriorates the HAZ toughness.Therefore, the upper limit was set to 0.6%. However, it is possible, and Si need not always be added.
  • Mn is an indispensable element for securing a balance between strength and low-temperature toughness, and its lower limit is 0.5%.
  • the upper limit was set to 2.5%, because it promoted the center segregation of the steel and deteriorated the low-temperature toughness of the base metal.
  • Ti forms fine TiN, suppresses coarsening of austenite grains in the reheated slab and in the welded HAZ, refines the microstructure, and improves the low-temperature toughness of the base metal and HAZ.
  • A1 is small (for example, 0.005% or less)
  • Ti forms an oxide and acts as an intragranular ferrite generation nucleus in HAZ, and has an effect of refining the HAZ structure.
  • Ti addition effect at least 0.005% Ti addition is required.
  • the upper limit was set to 0.025%.
  • A1 is an element usually contained in steel as a deoxidizer. However, if the amount of A1 exceeds 0.020%, it becomes difficult to form a composite oxide of Ti and Mg, so the upper limit was made 0.020%. Deoxidation is possible with Ti or Si, and A1 need not always be added.
  • Mg is a strong deoxidizing element and combines with oxygen to form fine oxides (composite oxides containing trace amounts of Ti, etc.). Mg oxide finely dispersed in steel is more stable than TiN even at high temperatures, and it suppresses coarsening of ⁇ grains throughout the HAZ or fine intragranular frit in coarse austenite grains. Forms and improves HAZ toughness. For this, Mg must be at least 0.0001%. However, since it is extremely difficult for steelmaking to incorporate a large amount of Mg into steel, the upper limit was set to 0.0010%.
  • the amount of 0 it is effective to reduce the amount of the strongly deoxidizing element A1 to 0.001 to 0.01% in order to obtain a sufficient fine oxide when adding Ti and Mg.
  • N forms TiN and suppresses coarsening of austenite grains in the slab during reheating and in the welded HAZ, thereby improving the low-temperature toughness of the base metal and the HAZ.
  • This The minimum amount required for is 0.001%.
  • the N content is too large, it causes the HAZ toughness to deteriorate due to slab surface flaws and solute N, so the upper limit must be suppressed to 0.006%.
  • the amounts of P and S as impurity elements are set to 0.030% or less and 0.005% or less, respectively.
  • the main reason for this is to further improve the low-temperature toughness of the base metal and HAZ. Reducing the P content reduces the core segregation of the piece and also prevents grain boundary fracture and improves low temperature toughness. Also, reducing the amount of S has the effect of reducing MnS stretched by controlled rolling and improving ductility.
  • the main purpose of adding these elements to the basic components is to further improve the properties such as strength, low-temperature toughness, and HAZ toughness without compromising the excellent characteristics of the steels of the present invention, and to make steel materials that can be manufactured. This is to increase the size. Therefore, the amount added is of a nature that should be restricted.
  • Nb coexists with Mo and suppresses the recrystallization of austenite during controlled rolling to make the grains finer, but also contributes to precipitation hardening and increased burntability, and has the effect of strengthening the steel.
  • Have. Nb must be at least 0.005% or more. However, an excessive amount of Nb adversely affects the HAZ toughness, so the upper limit was set to 0.10%.
  • V is a force that has almost the same effect as Nb ⁇ , and its effect was considered to be weaker than Nb. It is essential to add V of at least 0.01%, and the upper limit of V is allowable up to 0.10% from the viewpoint of HAZ toughness.
  • Ni addition is to improve strength and low-temperature toughness. Compared with the addition of Mn, Cr, and Mo, Ni addition only causes less formation of a hardened structure that is detrimental to low-temperature toughness in the rolled structure (particularly, the central segregation zone of ⁇ ). In addition, it was found that the addition of a small amount of Ni is also effective in improving the toughness (the amount of particularly effective Ni added is 0.3% or more in terms of toughness). However, if the addition amount is too large, not only deteriorates HAZ toughness but also impairs economic efficiency, so the upper limit was set to 2.0%. Ni addition is also effective in preventing Cu cracking during continuous forming and hot rolling. In this case, Ni needs to be added at least 1/3 of the Cu amount.
  • Cu has almost the same effects as Ni, and also has the effect of improving corrosion resistance and resistance to hydrogen-induced cracking. Addition of about 0.5% or more of Cu greatly increases the strength by precipitation hardening. However, if added in excess, precipitation hardening causes a decrease in the toughness of the base material and HAZ and cracks during hot rolling, so the upper limit was set to 1.2%.
  • the upper limit of the Cr content is 1.0%.
  • Mo coexists with Nb and strongly suppresses austenite recrystallization during controlled rolling, and is also effective in refining the austenite structure.
  • excessive Mo addition deteriorates HAZ toughness, so the upper limit was set to 0.80%.
  • the lower limit of 0.05% for the amounts of Ni, Cu, Cr and Mo is the minimum amount at which the effect of each element on the material becomes remarkable.
  • the size of the composite oxide of Ti and Mg is less than 0.001 / m, there is no effect of forming intragranular ferrite or the effect of suppressing coarsening of austenite particle size. Since the oxide is too large, this also has no effect on the formation of intragranular ferrite, and also has no effect on suppressing coarsening of the austenite particle size.
  • Density of The Ti, composite oxide of Mg was set at 40 / Since the Jour less than 2 ineffective in the grains rather small number of dispersed oxide content transformation 40 / mm 2 or more.
  • the density of Ti and Mg alone or in the form of a composite oxide can be determined, for example, by taking a sample from the thickness of the sample, and using a CMA (computer mic analyzer). Irradiate a 1 m diameter beam to the area of 5 mm X 0.5 mm of the above and calculate the number of oxides per unit area.
  • the Mg-added material As the Mg-added material, a metal Mg (99% or more) contained in iron foil is used, and is melted to steel. If the metal Mg is directly injected into the molten steel, the reaction is violent and the molten steel may be scattered. Therefore, the metal Mg is included in the iron foil. Iron foil is used in order to avoid contamination of molten steel with impurity elements. However, there is no problem if an iron alloy foil having almost the same composition as the product composition is used. As the Mg-added material, a Mg alloy such as a Fe—Si—Mg alloy or a Ni—Mg alloy may be used. BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
  • the HAZ toughness (absorbed energy at ⁇ 20 ° C in the Charvi impact test: vE 2 ) was evaluated using the HAZ reproduced on a reproducible thermal cycler (maximum heating temperature: 1400 ° C, 800 to 500 ° C). of cooling time [a t 8 ..- 5 ..] : 27 seconds).
  • the size and number of Ti and Mg composite oxides were investigated by CMA analysis using a beam diameter of 1 / m. The oxides were identified by electron microscopy.
  • the steel sheet manufactured according to the present invention has an excellent HAZ toughness with a Charpy absorbed energy of HAZ at ⁇ 20 ° C. exceeding 150 J.
  • the comparative steel has a chemical composition or Ti, Mg composite oxidation. Due to the improper size and density of the material, the absorption energy of HAZ at ⁇ 20 ° C is significantly inferior.
  • N'06 0 no' Z 0: ow g 02 6C ZOO '0 020 0 ST 09 96 62 ⁇ SAO 0 8 86 0:! N 6 9 9 QOO' 0 9 0 * 0 ⁇ 0 5 ⁇ " ⁇ 02 ⁇ 0 ZL * 0 ⁇ 8 0:! N'S6 0: no '0 0: 8 62 ⁇ ZOO * 0 LIO ⁇ 0 8 ⁇ 09 ⁇ 1 ⁇ ' ⁇ 92 ⁇ 0 080 ⁇ 0 ⁇ 0 :!

Description

明 細 書 溶接熱影響部靱性の優れた鋼 技術分野
本発明は溶接熱影響部 （HAZ)における低温靱性の優れた鋼に関す るもので、 アーク溶接、 電子ビーム溶接、 レーザー溶接などを行う 構造用鋼材に適用できる。
特に本発明は Tiと Mgを添加し、 かつ 0量を制御してこれらの元素 の酸化物および複合酸化物を微細に分散させて、 優れた HAZ 靱性を 有する鋼に関するものである。 背景技術
造船、 建築、 圧力容器、 ライ ンパイプなど構造物に使用する鋼材 に求められる重要な特性の一つは HAZ 靱性である。 近年、 熱処理技 術や制御圧延、 加工熱処理法 （TMCP) が高度に発展し、 鋼材それ自 体の低温籾性を改善することは容易となった。 しかし溶接 HAZ は高 温に再加熱されるため、 鋼材の微細な組織が完全に失われ、 その ミ ク ロ組織は著し く粗大化して HAZ 靱性の大幅な劣化を招く 。 そこで 、 これまでに HAZ 組織を微細化する手段と して、 ① TiN によるォー ステナイ 卜粒の粗大化抑制技術、 ② Ti酸化物による粒内フ ライ ト 生成技術などが研究、 実用化された。 その一例と して、 CAMP— ISIJ Vol 3 (1990) 808 には Tiォキサイ ド系鋼における粒内フ ェライ ト 変態に及ぼす Nの影響が、 また、 鉄と鋼 Vol 79 (1993) No.10 には 含 Tiォキサイ ド鋼における粒内フ ェライ ト変態におよぼす Bの効果 が発表されている。 し力、しな力くら、 これらの技術によっても、 HAZ 靱性のレベルは必ずしも十分でなかった。 溶接施工面から、 より高 強度、 低温かつ大人熱まで使用可能な鋼材が強く 求められている 発明の開示
本発明は HAZ 靱性の優れた鋼材 （厚鋼板、 ホ ッ 卜 コイル、 形鋼、 鋼管など） を提供する ものである。
本発明者らは、 鋼材の HAZ 性を向上させるために、 化学成分 （ 組成） とその ミ ク ロ組織について鋭意研究を行い、 新しい高 HAZ 靱 性鋼を発明するに至つた。
すなわち、 本発明の要旨は、 重量％で、
C ： 0.0卜 0. 15、 Si 0.6 以下、
Mn： 0.5 〜2.5 、 P 0.030 以下、
S ： 0.005 以下、 Ti 0.005 〜0.025 、
A1 ： 0.02以下、 Mg 0.000卜 0, 0010,
〇 ： 0.001 〜0.004 、 N 0.001 〜0.006 - を含有し、 さ らに必要に応じて、
Nb 0.005 ~0. 10、 V 0.01〜0· 10、
ί 0.05~2.0 、 Cu 0.05〜 1.2
Cr 0.05〜 1.0 、 Mo 0.05〜0.8
の 1 種または 2種以上を含有し、 残部 Feおよび不可避的不純物から なり、 かつ粒径が 0.001 〜5.0 mの Tiと Mgの酸化物および複合酸 化物を 40個ノ匪2 以上を含有させた鋼である。
また、 上記の鋼を溶製する際に、 鉄箔で包含した金属 Mgを Mg添加 元素と して用いる。
以下、 本発明の内容について説明する。
なお、 以下の説明において％とあるのは全て重量％を意味する。 本発明の特徴は、 低炭素の鋼に微量 Tiと Mgを同時に添加し、 かつ 0量を制御して、 鋼中に Tiと Mgを含有する酸化物および複合酸化物 (この他、 MnS， CuS， TiN なども含む） を微細に分散させるこ とで ある。
なお、 こ こで言う Tiと Mgを含有する酸化物および複合酸化物 （こ の他、 MnS， CuS, Ti なども含む） とは、 鋼中に主と して Ti酸化物 、 Mg酸化物或いは Tiと Mgの複合酸化物等の化合物や、 その他の、 例 えば Mn, Si, Al, Zr等の酸化物或いは複合酸化物や、 Mn， Cu， Ca, Mg等の硫化物或いは複合硫化物等の化合物を指す。 また、 上記化合 物には他に TiN 等の窒化物を含んでも良い。
微細に分散した Ti, Mg複合酸化物は、 ①粗大化したオーステナィ 卜粒内における微細な粒内フ ユライ トの生成、 および あるいは、 ②オーステナイ ト粒の粗大化を抑制して、 HAZ 組織を微細化し、 HA Z 靱性を大幅に改善することを明らかにした。 しかも HAZ 靱性の向 上を鋼中の Mg量と Mg添加元素の種類で整理できた。 すなわち純 Mg金 属 （99%以上） を鉄箔で包含して添加した場合、 ①は Mg量が 0.0020 %以下の場合にその効果が現れ、 ②は Mg量が 0.0020%を超える場合 にその効果が現れることがわかった。 しかも、 その Ti, Mg複合酸化 物のサイズと密度が大きなボイ ン ト となる。
ただし、 Mg量が多い場合には、 Tiと Mgの複合酸化物以外に Mg単独 の酸化物が存在するケースがある し、 量が少ない場合には Tiと Mg の複合酸化物以外に Ti単独の酸化物が存在するケースがある。 しか し Tiと Mgの単独および複合酸化物のサイズが 0.001 -5.0 / mであ る場合であれば微細に分散しているので問題はない。 前記酸化物或 いは複合酸化物の好ま しいサイ ズは 0.001 〜 2 mである。
この複合酸化物は、 Ti単独添加時に生成する Ti酸化物に比べて、 より多量 ' 微細に分散しており、 ①， ②に対する効果もより大きい こ とがわかった。 し力、し、 このような効果を得るには、 まず Ti， Mg 量をそれぞれ 0.005 〜0.025 , 0.0001~0.0010%限定する必要が ある。 これらの下限は、 複合酸化物を多量 · 微細に分散させるため の最小量である。 Ti量は〇， N量にもよる力 、 HAZ での TiC 生成に よる低温靱性劣化を防止するため、 その上限は 0.025 %と しなけれ ばならない。 また Mg量は多量に酸化物を分散させるには製鋼上非常 な困難を要するので、 その上限を 0.0010%と した。
Tiと Mgの複合酸化物の大きさが 0.001 μ m未満では酸化物が小さ すぎてオーステナイ 卜粒粗大化の抑制効果あるいは粒内フ X ライ ト 生成の効果がな く 、 5.0 i mを超えた大きさでは酸化物が大きすぎ るためにこれまたオーステナイ ト粒粗大化の抑制効果あるいは粒内 フ ェライ ト生成の効果がな く なる。 また Ti, Mgの複合酸化物の密度 は、 40個7誦2 未満では酸化物分散の数が少な く 粒内変態に効かな いので 40個 mm2 以上必要である。 さ らに、 微細な Ti, Mg酸化物を 多量に得るためには、 0量の限定が重要である。 0量が少な過ぎる と、 多量に複合酸化物が得られ 、 多過ぎると、 鋼の清浄度の劣化 がする。 このため、 0量を 0.001 〜 0.004 %に限定した。
以下に成分元素の限定理由について説明する。
C量は、 0.01〜0.15%に限定する。 炭素は鋼の強度向上に極めて 有効な元素であり、 結晶粒の微細化効果の発現のために最低 0, 01% は必要である。 しかし C量が多過ぎると母材、 HAZ の低温靱性の著 しい劣化を招く ので、 その上限を 0.15%と した。
S iは、 脱酸や強度向上のため添加する元素である力く、 多 く 添加す ると HAZ 靱性を著し く 劣化させるので、 上限を 0.6 %と した、 鋼の 脱酸は Tiあるいは A1でも十分可能であり、 Siは必ずしも添加する必 要はない。
Mnは、 強度 · 低温靱性バラ ンスを確保する上で不可欠な元素であ り、 その下限は 0.5 %である。 しかし Mn量が多過ぎると鋼の焼入性 が増加して HAZ 靱性を劣化させるだけでな く 、 連続铸造片 （铸片） の中心偏析を助長 し、 母材の低温靭性をも劣化させるので上限を 2. 5 %と した。
Ti添加は、 微細な TiN を形成し、 スラブ再加熱時および溶接 HAZ のオーステナイ ト粒の粗大化を抑制して ミ ク ロ組織を微細化し、 母 材および HAZ の低温靱性を改善する。 また A1量が少ないとき （たと えば 0.005 %以下） 、 Tiは酸化物を形成し HAZ において粒内フ ェラ イ ト生成核と して作用 し、 HAZ 組織を微細化する効果も有する。 こ のような Ti添加効果を発現させるには、 最低 0.005 %の Ti添加が必 要である。 しかし Ti量が多過ぎると、 TiN の粗大化や TiC による析 出硬化が生じ、 低温靱性を劣化させるので、 その上限を 0.025 %に 限定した。
A1は、 通常脱酸剤と して鋼に含まれる元素である。 しかし A1量が 0.020 %を超えると Tiと Mgの複合酸化物が形成されにく く なるので 、 上限を 0.020 %と した。 脱酸は Tiあるいは Siでも可能であり、 A1 は必ずしも添加する必要はない。
Mgは、 強脱酸元素であり、 酸素と結合して微細な酸化物 （微量の Tiなどを含んだ複合酸化物） を形成する。 鋼中に微細分散した Mg酸 化物は TiNに比べて高温でも安定であり、 HAZ 全域のァ粒の粗大化 を抑制する こ とあるいは粗大化したオーステナイ ト粒内における微 細な粒内フ ライ 卜が生成し、 HAZ 靱性を改善する。 このためには Mgは最低 0.0001 %必要である。 しかし Mg量を多量に鋼の中に入れる こ とは製鋼上非常に難しいので、 その上限は 0.0010%と した。
なお 0量については、 Ti， Mg添加時に微細酸化物を十分に得るた めに、 強脱酸元素 A1の量を極力低下し、 0.001 〜0.01%に制御する こ とが有効である。
Nは、 TiN を形成しスラブ再加熱時および溶接 HAZ のオーステナ ィ ト粒の粗大化を抑制して母材、 HAZ の低温靱性を向上させる。 こ のために必要な最小量は 0.001 %である。 しかし N量が多過ぎると スラブ表面疵ゃ固溶 Nによる HAZ 靱性の劣化の原因となるので、 そ の上限は 0.006 %に抑える必要がある。
さ らに本発明では、 不純物元素である P , S量をそれぞれ 0.030 %以下、 0.005 %以下とする。 この主たる理由は母材および HAZ の 低温靭性をよ り一層向上させるためである。 P量の低減は铸片の中 心偏析を軽減すると と もに、 粒界破壊を防止して低温靱性を向上さ せる。 また S量の低減は制御圧延で延伸化した MnS を低減して延靱 性を向上させる効果がある。
次に Nb， V， Ni, Cu， Crおよび Moを添加する目的について説明す る。
基本となる成分にさ らにこれらの元素を添加する主たる目的は本 発明鋼の優れた特徴を損なう こ とな く 、 強度 · 低温靱性、 HAZ 靱性 などの特性の一層の向上や製造可能な鋼材サイズの拡大をはかるた めである。 したがって、 その添加量は自 ら制限されるべき性質のも のである。
Nbは、 Moと共存して制御圧延時にオーステナィ 卜の再結晶を抑制 して結晶粒を微細化するだけでな く 、 析出硬化や焼人性増大にも寄 与し、 鋼を強靱化する作用を有する。 Nbは最低 0.005 %以上必要で ある。 しかし Nb添加量が多過ぎると、 HAZ 靱性に悪影饗をもたらす ので、 その上限を 0.10%と した。
Vは、 ほぼ Nbと同様の効果を有する力 <、 その効果は Nbに比較して 弱いと考えられていた。 最低 0.01%の V添加が必須であり、 Vの上 限は HAZ 靱性の点から 0. 10 %まで許容できる。
Niを添加する目的は強度や低温靱性を向上させるためである。 Ni 添加は、 Mnや Cr， Mo添加に比較して圧延組織 （特に铸片の中心偏析 帯） 中に低温靱性に有害な硬化組織を形成するこ とが少ないだけで な く 、 微量の N i添加が ΗΛΖ 靱性の改善にも有効である こ とが判明 し た （ΗΑΖ 靱性上、 特に有効な Ni添加量は 0.3 %以上である） 。 しか し添加量が多過ぎると、 HAZ 靱性を劣化させるばかりでなく 、 経済 性をも損なわれるので、 その上限を 2.0 %と した。 また Ni添加は連 続铸造時、 熱間圧延時における Cuク ラ ッ クの防止にも有効である。 この場合、 N iは Cu量の 1 / 3以上添加する必要がある。
Cuは、 Niとほぼ同様な効果をもっとと もに、 耐食性、 耐水素誘起 割れ特性の向上にも効果がある。 また約 0.5 %以上の Cu添加は析出 硬化によって強度を大幅に増加させる。 しかし過剰に添加すると、 析出硬化により母材、 HAZ の靱性低下や熱間圧延時にクラ ッ クが生 じるので、 その上限を 1 . 2 %と した。
は、 母材、 溶接部の強度を増加させるが、 多過ぎると ΗΛΖ 靱性 を著し く 劣化させる。 このため Cr量の上限は 1.0 %である。
Moは、 Nbと共存して制御圧延時にオーステナイ 卜の再結晶を強力 に抑制し、 オーステナイ ト組織の微細化にも効果がある。 しかし過 剰な Mo添加は HAZ 靱性を劣化させるので、 その上限を 0.80%と した
Ni, Cu, Crおよび Mo量の下限 0.05%は、 それぞれの元素添加によ る材質上の効果が顕著になる最小量である。
次に Tiと Mgの複合酸化物のサイズと個数について説明する。
Tiと Mgの複合酸化物の大きさは、 0.001 / m未満では粒内フ ェラ ィ ト生成の効果あるいはオーステナイ ト粒径の粗大化抑制効果がな く 、 5.0 / mを超えた大きさでは酸化物が大きすぎるためにこれも 粒内フ ェ ラ イ 卜生成に効かず、 かつオーステナイ 卜粒径の粗大化抑 制に も効果がな く なる。
また Ti， Mgの複合酸化物の密度は、 40個/關 2 未満では酸化物分 散の数が少な く 粒内変態に効かないので 40個/ mm2 以上と した。 なお、 Tiと Mgの単独または複合酸化物の密度は、 例えば板厚の 】 ノ 4 の箇所から試料を採取し、 CMA (コ ン ピュ ー タマィ ク 口 アナラ イ ザ一） を用いて、 試料表面の 5 mm X 0.5mm の範囲に 1 m径の ビ一 ムを照射し、 単位面積当たりの酸化物数を計算して求める。
次に、 Mg添加素材について説明する。 本発明は、 Mg添加素材と し て、 鉄箔で包含した金属 Mg (99%以上） を用い、 溶製して鋼とする 。 金属 Mgを直接溶鋼に投入すると反応が激し く 、 溶鋼が飛散する恐 れがあるため、 金属 Mgを鉄箔で包含する。 鉄箔を用いるのは溶鋼中 に不純物元素が混入するのを避けるためであるが、 製品組成とほぼ 同じ組成の鉄合金の箔を用いても問題ない。 なお、 Mg添加素材と し て Fe— Si— Mg合金や Ni— Mg合金等の Mg合金を用いてもよい。 発明を実施するための最良の形態
実験室溶解 （50kg, 120mm 厚鋼塊） で純 Mg金属 （99%以上） で鉄 箔で包んで添加した種々の Mg含有鋼の鋼塊を製造した。 これらの鋼 塊を種々の条件で厚みが 13〜 30隱の鋼板に圧延し、 諸機械的性質を 調査した。 鉄板の機械的性質 （降伏強さ ： YS、 引張強さ ： TS、 シ ャ ルビ一衝撃試験の一 40°Cでの吸収エネルギー ： vE 4 ϋ と 50%破面遷 移温度 ： vTrs) は圧延と直角方向で調査した。 HAZ 靱性 （シ ャルビ 一衝撃試験の— 20°Cでの吸収エネルギー ： vE 2。）は再現熱サイ クル 装置で再現した HAZ で評価した （最高加熱温度 ： 1400°C、 800 〜50 0 °Cの冷却時間 [A t8。。-5。。] ： 27秒） 。 Ti， Mg複合酸化物の大き さ、 数は 1 / mのビーム径を用いて CMA 分析を行い、 調査した。 また酸化物の同定は電子顕微鏡観察を行つた。
実施例を表 1 に示す。 本発明にしたがって製造した鋼板は -- 20°C での HAZ のシャルビ一吸収エネルギーが 150Jを超え、 優れた HAZ 靱 性を有する。 これに対して比較鋼は化学成分または Ti， Mg複合酸化 物の大きさ、 密度が不適切なため、 —20°Cでの HAZ の シ ャルビ一吸 収エネルギーが著し く 劣る。
鋼 15は 0量が少ないため T i， Mg複合酸化物の密度が少ないので HA Z の シ ャルビ一吸収エネルギーが低い。 鋼 16は A 1量が多すぎるため に T i， Mg複合酸化物の密度がほとんどなく 、 HAZ のシ ャルピー吸収 エネルギーが低い。 鋼 17は T i量が少なすぎるために、 T i， Mgの複合 酸化物の密度が少なく 、 HAZ のシ ャルピー吸収ェネルギ一が低い。 鋼 18は T i量が多いために HAZ のシ ャルピー吸収エネルギ一が若干低 い。 鋼 19は 0量が多いために T i , Mgの複合酸化物の粒径が大き く 、 HAZ のシ ャルビ一吸収エネルギーが低い。 鋼 20は Mg添加がないため 、 HAZ のシ ャ ルピー吸収エネルギーが若干低い。
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〔表 2〕
表 1 — 2
区 Mg， Ti複合酸化物 HAZ靱性 鋼 十 ？^住 ¾ 機械的性質
f ヽ YS 1 α Vtl- 0 vTrs VE- 2 0 分 mリ vleiノ讓 mm 2、 (MPa) (°C) (J)
1 1.1 80 855 990 200 一 90 190
2 0.5 85 900 1000 180 一 80 165
3 2.0 89 u丄リ 950 185 U «J
本 4 1.3 85 796 902 190 一 85 180
5 0.6 80 851 970 190 —90 160 発 6 1.0 88 852 953 180 —80 165
7 0.5 80 876 982 190 —85 165 明 8 1.0 85 796 940 200 一 85 195
9 1.1 90 857 958 160 一 75 150 鋼 10 1.3 81 856 963 159 -65 150
11 0.6 86 897 977 194 -85 168
12 0.3 83 840 973 201 一 85 152
13 0.1 80 791 902 190 -60 156
14 1.5 82 810 821 180 -80 158
〔表 3〕
表 1 — 3
化学成分 （wt%， *PPm)
鋼 その他
分 C Si Mn P* S* Ti Al N* 0* Mg*
15 0.077 0.26 1.78 55 13 0.019 0.001 55 5 6 V:0.070, Cu:0.10, Ni:0.35, Nb: 0.026 比 16 0.073 0.26 1.86 45 26 0.015 0.025 35 14 4 V:0.080, Ni :0.45, Cu:0.10， Nb:0.038 較 Π 0.072 0.26 1.86 50 16 0.004 0.005 34 26 4 N 0.35
鋼 18 0.078 0.26 1.86 50 16 0.030 0.004 37 16 8 Mo:0.42
19 0.078 0.26 1.86 50 16 0.013 0.004 38 50 4 Cu:0.44 Nb:0.038
20 0.078 0.28 1.86 50 16 0.014 0.004 30 30 0 Cr:0.60 Nb: 0.034
〔表 4〕
表 1 _ 4
Mg, Ti複合酸化物 HAZ靱性
鋼 粒径 密度 機械的性質
YS TS vTrs vB-2
分 (urn) (個 Zmm2) (MPa) (MPa) (J) (。C) (J)
15 2.0 10 754 865 150 -90 20
比 16 1.5 7 812 930 80 -80 30
較 Π 2.5 38 832 820 180 -65 40
鋼 18 2.1 80 716 835 160 -90 70
19 5.1 70 725 838 99 -75 45
20 5.3 70 759 851 110 -85 30
産業上の利用可能性
本発明によ り HAZ 靱性の優れた造船、 建築、 圧力容器、 ライ ンパ イブなど構造物に使用する鋼材が安定して大量に製造できるように なった。 その結果、 造船、 建築、 圧力容器、 パイプライ ンの安全性 が著し く 向上するこ とが可能となつた。

Claims

請 求 の 範 囲
1. 重量％で、
C 0. 01〜0. 15、
Si 0. 6 以下、
Mn 0. 5 〜2.5 、
p 0. 030 以下、
s 0. 005 以下、
Ti ： 0. 005 〜0.025 、
Al ： 0. 02以下、
Mg 0. 0001〜0.0010、
0 · 0. 001 〜0.004 、
N 0.001 〜0.006 、
残部 Feおよび不可避的不純物を含有し、 かつ粒径が 0.001 〜5.0 mの Tiと Mgの酸化物および複合酸化物を 40個 /mm2 以上含有する溶 接熱影響部靱性の優れた鋼。
2. 請求項 1 に記載の鋼にさ らに、 重量％で、
Nb： 0.005 〜0. 10、
V ： 0.01〜0. 10、
Ni ： 0.05-2.0 、
Cu ： 0.05〜 1.2
Cr ： 0.05- 1.0 ヽ
Mo ： 0.05-0.8
の 1 種または 2種以上を含有し、 かつ粒径が 0 .001〜5.0 / mの Ti と Mgの酸化物および複合酸化物を 40個/ mm2 以上を含有する溶接熱 影響部靱性の優れた鋼。
3. 鉄箔で包含した金属 Mgを Mg添加素材と して用い、 溶製した鋼 である こ とを特徴とする請求項 1 または請求項 2 に記載の溶接熱影 響部靱性の優れた鋼。
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