WO2009072663A1 - 溶接熱影響部のｃｔｏｄ特性が優れた鋼およびその製造方法 - Google Patents

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    • B23K2103/04—Steel or steel alloys

Definitions

  • the present invention relates to a steel having excellent CT OD characteristics of a weld heat-affected zone (HA Z) from small heat input welding to medium heat input welding, and its manufacturing method.
  • the present invention relates to a steel having excellent CTOD characteristics of a welded heat shield part exhibiting excellent toughness with extremely good CTOD characteristics of FL part and IC part where toughness deteriorates, and a manufacturing method thereof.
  • HA Z weld heat affected zone
  • FL boundary between WM (welded metal) and HA Z (weld heat affected zone)
  • IC (Intercritica 1 HA Z: HA Z and BM ( Evaluation was made at two positions (notches) on the boundary with the base material), but until now only the FL section was targeted.
  • the present invention provides a temperature of 160 ° C. in multi-layer welding with small to medium heat input.
  • the C ⁇ ⁇ D characteristics of the IC part are also satisfied. It is an object to provide a high-strength and excellent manufacturing method with excellent CT OD (fracture toughness) characteristics. 0
  • CT OD fracture toughness
  • the reduction of non-metallic inclusions is the most important for improving the CTOD characteristics of both the FL part and the IC part. For this reason, it is essential to reduce ⁇ (oxygen in steel). Since intragranular transformation ferrite (IGF) decreases, it is necessary to reduce the alloy elements that degrade the C TO D characteristics of the FL section, and the CTOD characteristics of the IC section can only be improved by reducing oxygen in steel. Then, it was difficult to find that the reduction of hardness was effective, and the present invention was completed 7 times.
  • IGF intragranular transformation ferrite
  • the gist of the present invention is as follows.
  • N b 0 • 0 0 5% or less
  • a steel with excellent C TD characteristics of the welded heat shield characterized by the balance being iron and inevitable impurities.
  • N b 0.0 0 5% or less
  • V 0.0 0 5 to 0.0 2 0%
  • PCT o D is less than 0.0 6 5 and C e cl H is less than 0.2 3 5 and the balance is composed of iron and unavoidable impurities. Excellent steel.
  • a welded thermal shadow part characterized in that the steel, the balance of which consists of iron and inevitable impurities, is made into a slab by a continuous forging method, and then reheated to a temperature of 95.000 to 110.degree.
  • PCTOD C + -F + — Cw + —
  • the steel produced according to the present invention exhibits excellent toughness with extremely good C T OD characteristics in the FL and I C parts where the toughness deteriorates most during welding, such as multi-layer welding with low to medium heat input. This made it possible to manufacture high-strength steel materials used in harsh environments such as offshore structures and earthquake-resistant buildings.
  • Figure 1 shows the relationship between P CTOD and CT OD characteristics in FL equivalent thermal cycle tests.
  • Figure 2 shows the relationship between the hardness of HA Z and the C TO D characteristics in the I C HA Z equivalent reproduction thermal cycle test.
  • Fig. 3 is a graph showing the relationship between C e q H and the hardness of HA Z in the I C HA Z equivalent reproduction thermal cycle test.
  • non-metallic inclusions such as Ti oxides are used for intragranular transformation ferrite (IGF: Intragranular Ferrite).
  • IGF Intragranular Ferrite
  • O intragranular transformation ferrite
  • Figure 1 shows the relationship between the CTOD characteristics of FL equivalent reproduction HAZ and P c To D.
  • P c ⁇ o D as a parameter of steel composition is the equivalent of FL Z in many laboratory melting steels, and the ZOD (T., c 0. , (FL )) This is an empirical formula derived from prayer.
  • the target level of ⁇ ⁇ co, ( FL ) ⁇ -1 1 0 is the knowledge obtained in many experiments, and the thickness of the plate is from 50 to 10 This is the necessary value to obtain a stable CTOD value of 0.25 mm or more at an actual joint FL notch of O mm steel plate at 160.
  • the steel component parameter P c ⁇ o D is controlled to 0.0 6 5% or less. I understand that it is necessary.
  • T sco .it FL means the temperature () at which the minimum of the three CTOD ( ⁇ 5 c) values carried out at each test temperature exceeds 0.1 mm.
  • T 5 c 0 In consideration of the plate thickness effect in the CTOD test, in order to obtain a stable CTOD value of 0.25 mm or more with an actual joint FL notch of a steel plate with a thickness of 50 to 100 mm, it is ⁇ 60.
  • T 5 c 0 Empirically, T 5 c 0 .
  • Fig. 2 shows the relationship between CTOD characteristics of specimens subjected to reproducible thermal cycles equivalent to Intercritica 1 HAZ (ICHAZ), which will be described later, and the hardness of ICHAZ equivalent HA Z.
  • Fig. 3 shows the hardness of steel component parameters C e QH And IC HA Z equivalent HAZ hardness relationship is shown.
  • the target level that 1- c 0. I (, c HA z ) of the reproduction HA Z (cross section 10 mm x 2 0111111) equivalent to IC HA Z shown in Fig. 2 is -1 1 0 or less is This is a knowledge obtained through numerous experiments, and it is necessary to obtain a CT ⁇ D value of about 0.25 mm at 60 ° of the IC notch of the actual joint of a steel plate with a thickness of 50 to 100 mm. Required value.
  • X (ic HA z) to be single 1 1 0 or less, the hardness H v 1 7 6 or less, the steel composition hardness parameter C eq It turns out that it is necessary to control H below 0.2 3 5. In order to lower the hardness, it is desirable that the value is 0.225 or less.
  • IC HA Z equivalent Reproduction thermal cycle conditions are 1 st: PT 9 5 0 X: (8 0 0 to 5 0 0 t:: 2 0 sec), 2 nd : 7 70 t: (77 0 to 5 0 0:: 2 2 sec), 3 rd: 4 5 0 (4 5 0 to 3 0 00 t:: 6 5 sec).
  • the limited ranges and reasons for steel components are described below.
  • The% described here means mass%.
  • C must have a strength of 0.015% or more in order to obtain strength, but if it exceeds 0.045%, it degrades the properties of welded HA Z and cannot satisfy the CT OD characteristics of 60. 0 4 5% is the upper limit.
  • S i is preferably less in order to obtain good HAZ toughness, but in the invention steel, since A 1 is not added, 0.05% or more is necessary for deoxidation. However, if it exceeds 0.2%, the HAZ toughness is impaired, so 0.2% is made the upper limit. In order to obtain better HA Z toughness, 0.15% or less is desirable.
  • M n 1.5 to 2.0%, preferably 1.8% or less
  • M n is an inexpensive element that has a great effect on optimizing the microstructure and is less likely to damage the HAZ toughness. If over 0%, the hardness of ICHAZ increases and the toughness deteriorates, so 2.0% was made the upper limit. Also, since the effect is small at less than 1.5%, the lower limit was set at 1.5%. In order to further improve HA Z toughness, 1.8% or less is desirable.
  • P and S are contained as unavoidable impurities, and it is better that both are low in base metal toughness and HA Z toughness. did. In order to obtain better HA Z toughness, it is desirable that P is not more than 0.05% and S is not more than 0.03%.
  • a 1 0.0 0 4% or less
  • a 1 is preferably less because it generates Ti oxide, but there are restrictions on industrial production, and the upper limit is 0.0 0 4%.
  • T i 0.0 0 5 to 0.0 1 5%, preferably 0.0 13% or less
  • T i is a force that generates T i oxide and refines the microstructure. In order to reduce the HA Z toughness. In order to further improve the HA Z toughness, 0.013% or less is desirable.
  • O is required to be at least 0.005% because of the oxide formation as the IGF formation nucleus in the FL part of T i, however, if too much O, the size and number of oxides will be excessive. Therefore, in order to degrade the CTOD characteristics of the IC part, the range of 0.0 0 1 5 to 0.0 0 3 5% was set as the limit range.
  • the content is preferably 0.0 0 30% or less, more preferably 0.0 0 28% or less.
  • N 0.0 0 2 to 0.0 0 6%, preferably 0.0 0 5% or less N is necessary for Ti nitride formation, but less than 0.0 2% is less effective. If it exceeds 0.06%, surface flaws occur during the production of steel slabs, so the upper limit was set to 0.06%. In order to obtain better HA Z toughness, 0.005% or less is desirable.
  • V the purpose of adding V to the basic component is to improve the strength of the base metal. In order to exert this effect, it is necessary to set the content to 0.005% or more. On the other hand, if added over 0.02%, the HA Z toughness is harmed. Therefore, the upper limit of V is set to 0.02% or less, so that the HAZ toughness is not significantly harmed.
  • N 1 0.7 to 1.5%, preferably 0.9% or more
  • Cu and Ni are effective because they have little effect on HAZ toughness, increase the strength of the base metal, and are effective with little increase in the hardness of ICHAZ.
  • the limit ranges were u: 0.25 to 0.5% and Ni: 0.7 to 1.5.
  • N i 0.9 to 1.5% is desirable to improve HA Z toughness.
  • N b 0.0 0 5% or less
  • Nb is beneficial from the standpoint of base metal strength and toughness, but is detrimental to HAZ toughness. For this reason, it is possible to add up to 0.005%, which is a range in which the HA Z toughness is not significantly reduced. However, in order to further improve HA Z toughness, it is more desirable to limit it to 0.0 0 1% or less. Even if the steel components are limited as described above, the intended effect cannot be achieved unless the production method is appropriate. For this reason, it is necessary to limit the manufacturing conditions.
  • the steel of the present invention is industrially required to be produced by a continuous forging method.
  • the reason is that the solidification cooling rate of the molten steel is fast, and a large amount of fine Ti oxide and Ti nitride can be generated in the slab.
  • the reheating temperature When rolling slabs, the reheating temperature must be between 9500 and 1100. This is because when the reheating temperature exceeds 1100, the T 1 nitride becomes large, and the toughness deterioration of the base metal and the HAZ toughness improvement effect cannot be expected.
  • the heat treatment is essential for the manufacturing method after reheating.
  • the heat treatment is a process in which the rolling temperature is controlled within a narrow range suitable for the steel components, followed by water cooling, etc., if necessary. This is a manufacturing method that can improve the strength and toughness of steel.
  • thermomechanical treatment method include 1) controlled rolling, 2) controlled rolling and accelerated cooling, and 3) direct quenching and tempering after rolling.
  • the preferred method is controlled rolling and accelerated cooling. Even if this steel is manufactured and then reheated to a temperature below the Ar 3 transformation point for the purpose of dehydrogenation, the features of the present invention are not impaired.
  • Welding is generally used as a test welding.
  • Method welding heat input was 4.5 to 5.
  • the CT OD test was performed with a size of t (plate thickness) X 2 t and a notch with 50% fatigue crack, and the notch position was FL (boundary of WM and HA Z) and IC (HA Z and BM). 5 tests were performed at 1 60 at 2 locations. .
  • Table 1 shows the chemical composition of steel, and Table 2 shows the manufacturing conditions, base metal (BM), and welded joint characteristics.
  • a C C Accelerated cooling (40 O t for controlled rolling: cooling to water after cooling to a temperature range of ⁇ 60 O t :)
  • the steel plate manufactured in accordance with the present invention (invention steel) has a yield strength (YS) force of 4 2 3 NZmm 2 or higher, a tensile strength of 5 0 1 NZmm 2 or higher, and a CT 0 D value of 1600 is FL notch.
  • Good fracture toughness 0.35 mm or more at the minimum value (min) of ⁇ 5 c and 0.53 mm or more at the zero value of 1 notch (111 1 11).
  • the comparative steel is equivalent in strength to the invented steel, but the CTOD value is inferior, making it unsuitable for use in harsh environments.
  • the comparative steel 16 had a P c To D value within the limits of the steel of the present invention, but A 1 and Nb were added, so the CT 0 D value of the FL notch was low.
  • Comparative steel 17 has too much C and M n, and b is added, so the P c ⁇ o value and C eq H value are outside the limits of the steel of the present invention.
  • the comparative steel 18 has a low C T ⁇ D value of the FL L notch because ⁇ is too low and Nb is also added.
  • the comparative steel 20 had a low CTOD value for the FL notch because ⁇ was too low.

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Abstract

本発明は、小～中入熱の多層溶接等において−６０°ＣのＦＬ部のＣＴＯＤ特性に加え、ＩＣ部のＣＴＯＤ特性も満足させるこれまでにない優れたＣＴＯＤ（破壊靭性）特性を有する高強度の鋼およびその製造方法を提供する。　本発明による鋼は、質量％で、Ｃ：０．０１５～０．０４５％、Ｓｉ：０．０５～０．２％、Ｍｎ：１．５～２．０％、Ｃｕ：０．２５～０．５％、Ｎｉ：０．７～１．５％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｔｉ：０．００５～０．０１５％、Ｎｂ：０．００５％以下、Ｏ：０．００１５～０．００３５％、Ｎ：０．００２～０．００６％を含有し、ＰCTODが０．０６５以下およびＣｅｑＨが０．２３５以下で、残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする溶接熱影警部のＣＴＯＤ特性が優れた鋼である。

Description

明 細 書 溶接熱影響部の C T〇 D特性が優れた鋼およびその製造方法 技術分野
本発明は小入熱溶接から中入熱溶接の溶接熱影響部 （HA Z ) の C T〇 D特性が優れた鋼およびその製造法に関し、 特に、 小入熱溶 妾から中入熱溶接時に最も靭性が劣化する F L部や I C部の C T O D特性が極めて良好で優れた靭性を示す溶接熱影警部の C T O D特 性が優れた鋼およびその製造方法に関するものである。 背景技術
近年、 厳しい使用環境で使用される鋼材が要求されており、 例え ば、 北極圏等の寒冷地域等で用いられる海洋構造物や耐震性建築物 等の鋼構造物に適した高強度の鋼材として、 破壊靭性の指標である C T O D ( C r a c k T i p O p e n i n g D i s p 1 a c e m e n t ) 特性が優れた鋼材が要求されており、 溶接部は優れた C T O D特性が必要とされる。
溶接熱影響部 （HA Z ) の C T O D特性は、 F L部 （WM (溶接 金属） と HA Z (溶接熱影響部） との境界） および I C部 （ （ I n t e r c r i t i c a 1 HA Z : HA Zと B M (母材） との境界 ) の 2箇所の位置 （ノッチ） で評価されるが、 これまでは F L部の みが対象とされていた。
これは、 試験温度があまり厳しくない条件では、 F L部の C T O D特性を満足すれば、 I C部の C T O D特性は十分な値が得られる ため、 問題となっていなかった。
しかしながら、 一 6 0 程度の厳しい試験条件では、 I C部で低 C T〇 D値が発生するケースがかなりの頻度で発生することが分か り、 その対策が求められていた。
たとえば、 小〜中入熱の溶接継手で一 6 O :の厳しい試験温度で 良好な C T O D特性が得られることを示している技術があるが （例 ば、 特開 2 0 0 7 - 0 0 2 2 7 1号公報） 、 ここでは I C部の C
Τ 〇 D特性の記述はなされていない ο 発明の開示
そこで、 本発明は小〜中入熱の多層溶接等において一 6 0 ° Cの
F L部の C Τ 〇 D特性に加え、 I C部の C Τ 〇 D特性も満足させる れまでにない優れた C T OD (破壊靭性） 特性を有する高強度の およびその製造方法を提供することを課題とするものである 0 本発明者らは、 小入熱溶接から中入熱溶接時に最も靭性が劣化す る溶接部の F L部と I C部との両方の C T OD特性を向上させるこ とについて鋭意研究した。
その結果、 F L部と I C部との両方の C T O D特性の向上には、 非金属介在物の低減が最も重要で、 このため〇 （鋼中酸素） の低減 が必須であるが、 Oの低減により粒内変態フェライ ト （ I G F) が 減少するので、 F L部の C TO D特性を劣化させる合金元素の低減 が必要となること、 そして、 I C部の C T O D特性の向上は鋼中酸 素の低減だけでは難しく、 硬さの低減が有効であることを見出し、 本発明を 7Π成した。
本発明の要曰は以下のとおりである。
( 1 ) 質量 %で、
C ： 0 • 0 1 5 〜 0. 0 4 5 % 、
S i ： 0 . 0 5 〜 0. 2 % 、
M n ： 1 . 5 0 〜 2. 0 % 、 C u ： 0 • 2 5 〜 0 . 5 o 、
N i ： 0 • 7 0 〜 1 . 5 o 、
P ： 0 • 0 0 8 %以下
S ： 0 • 0 0 5 %以下、
A 1 ： 0 • 0 0 4 %以下 、
T ί ： 0 • 0 0 5 〜 0 . 0 1 5 %
N b ： 0 • 0 0 5 %以下 、
〇 ： 0 0 0 1 5 〜 0 . 0 0 3 5
N ： 0 • 0 0 2 〜 0 . 0 0 6 %
を含有し 、 P c T O D 0 0 6
5以下で 、
残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする溶接熱影 警部の C T〇 D特性が優れた鋼。
し し し 、
pcTOD = C +— Cu +— Ni
CeaH = C + -^-Si +—Mn + -^-Cu +— + 1.12 VZ?
4.16 14.9 12.9 105
( 2 ) 質量％で、
c ： 0 • 0 1 5 〜 0 . 0 4 5 % ,
S i 0 • 0 5 〜 0 . 2 % 、
M n 1 • 5 0 〜 2 . 0
C u 0 • 2 5 〜 0 . 5
N i 0 • 7 0 〜 1 . 5 0
、
P ： 0 • 0 0 8 %以下
S ： 0 0 0 5 %以下 、
A 1 ； 0 0 0 4 %以下 、 T i ： 0. 0 0 5〜 0. 0 1 5 %、
N b ： 0. 0 0 5 %以下、
0 : 0. 0 0 1 5〜 0. 0 0 3 5 %、
N : 0. 0 0 2〜 0. 0 0 6 %、
を含有し、
V ： 0. 0 0 5〜 0. 0 2 0 %、
を更に含有し、 かつ
P C T o D が 0. 0 6 5以下ぉょびC e cl Hが 0. 2 3 5以下で、 残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする溶接熱影 警部の C T〇 D特性が優れた鋼。
ここで、
ΡΓτηη = C + -V +— Cu +— Ni
c誦 3 22 67
CeqH = C +—— -Si +—— Mn +—— Cu +—— + 1.127V¾ +
4.16 14.9 12.9 105 1.82
( 3 ) 質量％で、
c ： 0 • 0 1 5 〜 0. 0 4 5 %
S i 0 • 0 5 0. 2 % 、
M n 1 5 0 2. 0 、
C u 0 - 2 5 〜 0. 5 、
N i 0 - 7 0 1. 5 、
P ： 0 ·. 0 0 8 以下
s ： 0 • 0 0 5 %以下、
A 1 0 0 0 4 %以下 、
T i 0 • 0 0 5 〜 0. 0 1 5
N b 0 • 0 0 5 %以下 、
O ： 0 0 0 1 5 〜 0. 0 0 3 N ： 0. 0 0 2〜 0. 0 0 6 %、
を含有し、 P C T O D 力 0. 0 6 5以下および C e q Hが 0. 2 3 5以下で、
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を連続铸造法によってス ラブとし、 その後 9 5 0〜 1 1 0 0での温度に再加熱後、 加工熱処 理することを特徴とする溶接熱影警部の C T OD特性が優れた鋼の 製造法。
ここで、
Figure imgf000007_0001
CeqH = C + -^—Si + ^-Mn +丄 C" +— + \.\2Nb
4.16 14.9 12.9 105
( 4 ) 胃皿 %で 、
c ： 0 • 0 1 5〜 0. 0 4 5 %、
S i ·· 0 • 0 5〜 0. 2 % 、
M n - 1 • 5 〜 2 . 0 % 、
C u 0 • 2 5〜 0. 5 、
N i • 0 • 7 〜 1 . 5 % 、
P ： 0 ' 0 0 8 %以下
s ： 0 • 0 0 5 %以下、
A 1 0 • 0 0 4 %以下 、
T i 0 • 0 0 5 〜 0. 0 1 5 %
N b 0 0 0 5 %以下 、
〇 ： 0 • 0 0 1 5 〜 0. 0 0 3 5
N ： 0 • 0 0 2〜 0. 0 0 6 、
を含有し 、
V • 0 0 0 5 〜 0. 0 2 、 を更に含有し、 かつ
P C T 。 D が 0. 0 6 5以下および C e q Hが 0. 2 3 5以下で、 残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を連続铸造法によってス ラブとし、 その後 9 5 0〜 1 1 0 0での温度に再加熱後、 加工熱処 理することを特徴とする溶接熱影警部の C T OD特性が優れた鋼の 製造法。
乙、
PCTOD =C + -F +— Cw +—
3 z2 0/
CeqH = C + -^—Si +—Mn +— Cu +— Ni + \.\2Nb +— V
4.16 14.9 12.9 105 1.82 本発明により製造した鋼は、 小〜中入熱の多層溶接等の溶接時に 最も靭性が劣化する F L部及び I C部の C T OD特性が極めて良好 で優れた靭性を示す。 これにより、 海洋構造物、 耐震性建築物等の 厳しい環境で使用される高強度の鋼材の製造を可能とした。 図面の簡単な説明
図 1 は、 P C T O D と F L相当再現熱サイクル試験での C T OD 特性との関係を示す図である。
図 2は、 I C HA Z相当再現熱サイクル試験での HA Zの硬さと C T O D特性の関係を示す図である。
図 3は、 C e q Hと I C HA Z相当再現熱サイクル試験での HA Zの硬さの関係を示す図である。 発明を実施するための最良の形態
以下本発明を詳細に説明する。
本発明者らの研究によれば、 小〜中入熱 （板厚 5 0 mmで 1. 5〜 6. 0 k J Zmm) 溶接 H A Zの— 6 0 の F L部と I C部の C T〇 D特性を満足させるためには、
1 ) F L部の C T O D特性を満足させ、 1 部の 丁〇 0特性.を向 上させるため、 酸化物系の非金属介在物の低減が最も重要で、 この ため O (鋼中酸素） の低減が必須である。
つまり、 従来の技術では、 優れた F L部の C T O D特性のために は、 T i酸化物に代表される酸化物系の非金属介在物を粒内変態フ エラィ 卜 ( I G F : I n t r a g r a n u l a r F e r r i t e ) を変態核として利用するため、 ある程度の Oの添加が必要であつ た。 本発明者の研究では、 — 6 0 の F L部と I C部の C T O D特 性を向上させるためには、 酸化物系の非金属介在物の低減が必要な ことを見出した。
Oの低減により I G Fが減少するため、 F L部の C T O D特性を 劣化させる合金元素の低減が必要となる。 図 1 に、 F L相当再現 H A Zの C T O D特性と P c T o D との関係を示す。 ここで、 鋼成分 パラメ一夕としての P c τ o D は、 多数の実験室溶解鋼での F L相 当再現 HA Zの C T O D特性 （T。、 c 0. , ( F L ) ) と鋼成分の解 祈から導出した経験式である。
P C T O D = C + V/ 3 + C u / 2 2 + N i / 6 7
図 1 に示した F L相当再現 HA Zにおいて、 Τ δ c o . , ( F L ) ≤ - 1 1 0 という目標レベルは、 多数の実験で得られた知見であ り、 板厚 5 0〜 1 0 O mmの鋼板の実継手 F Lノッチにおいて、 一 6 0でで安定して 0. 2 5 mm以上の C T O D値をえるための必要 値である。 図 1から、 F L相当再現 H A Zにおいて、 Τ δ c , （ F L ) ≤ - 1 1 0 とするためには、 鋼成分パラメ一夕 P c τ o D を 0. 0 6 5 %以下に制御する必要があることがわかる。
図 1 の丁 5 £； () . 1 ( 1^ し 〉 は、 F L相当再現熱サイクル処理 （T r i p l e c y c l e ) は、 l s t : 1 4 0 0 t: ( 8 0 0〜 5 0 0 t: ： 1 5 s e c ) 、 2 n d : で （ 7 6 0〜 5 0 0 : 2 2 s e c ) 、 3 r d : 5 0 0 t: ( 5 0 0〜 3 0 0 t: : 6 0 s e c ) を施した 断面 1 0 mmX 2 0 mmの試験片を、 B S 5 7 6 2法 （B r i t i s h S t a n d a r d s ) の C T O D試験により得られたもので ある。 こので、 T s c o . i t F L ) は、 各試験温度で 3本実施した C T O D ( <5 c ) 値の最低値が 0. 1 mmを超える温度 （ ） を意 味する。 なお、 C T O D試験における板厚効果を考慮すると、 板厚 5 0〜 1 0 0 mmの鋼板の実継手 F Lノッチで— 6 0 で安定して 0. 2 5 mm以上の C T O D値をえるためには、 経験的に T 5 c 0.
, ( F L ) を— 1 1 0 以下にする必要がある。
2 ) I C部の C T O D特性の向上は鋼中酸素の低減だけでは難し く、 硬さの低減が有効であることを見出した。
図 2に後述する I n t e r c r i t i c a 1 H A Z ( I C H A Z ) 相当の再現熱サイクルを受けた試験片の C T O D特性と I C H A Z相当 HA Zの硬さの関係を、 図 3 に鋼成分硬さパラメ一夕 C e Q Hと I C HA Z相当 H A Zの硬さの関係を示す。
ここで、 図 2 に示した I C HA Z相当の再現 HA Z (断面 1 0 m mX 2 0111111)の1 - c 0 . i ( , c H A z ) が- 1 1 0 以下とい う目標レベルは、 多数の実験で得られた知見であり、 板厚 5 0〜 1 0 0 mmの鋼板の実継手の I Cノッチの— 6 0でで 0. 2 5 mm程 度の C T〇 D値を得るための必要値である。
図 2、 3から再現 HA Zの T 5 c 0 . x ( i c H A z ) を一 1 1 0 以下とするためには、 硬さを H v 1 7 6以下、 鋼成分硬さパラ メーター C e q Hを 0. 2 3 5以下に制御する必要があることが分 かる。 より硬さを低くするために、 0. 2 2 5以下が望ましい。 なお、 試験方法としては、 丁〇0試験方法の 8 3 5 7 6 2法 （ B r i t i s h S t a n d a r d s ) を適用し、 I C HA Z相当 再現熱サイクル条件 （T r i p l e c y c l e ) は、 1 s t ： P T 9 5 0 X： ( 8 0 0〜 5 0 0 t: : 2 0 s e c ) 、 2 n d ： 7 7 0 t: ( 7 7 0〜 5 0 0 : : 2 2 s e c ) 、 3 r d : 4 5 0で （ 4 5 0〜 3 0 0 t: ： 6 5 s e c ) である。
ここで、
CeqH = C + -^—Si +—Mn +— Cu +— Ni + l.\2Nb +— V
4.16 14.9 12.9 105 1.82 と定義される。
P c T o D や C e Q Hの量を制限しても、 その他の合金元素を適正 化しなければ、 高強度と優れた C T〇 D特性を兼ね備えた鋼は製造 できない。
以下に鋼成分の限定範囲と理由を述べる。 ここで記載した％は質 量％を意味する。
C ： 0. 0 1 5〜 0. 0 4 5 %、
Cは強度を得るため 0. 0 1 5 %以上は必要であるが、 0. 0 4 5 %超では溶接 HA Zの特性を劣化させ、 一 6 0での C T OD特性を 満足できないため 0. 0 4 5 %を上限とする。
S i ： 0. 0 5〜 0. 2 %、 好ましくは 0. 1 5 %以下
S i は良好な H A Z靭性を得るため少ない方が好ましいが、 発明鋼 では A 1 を添加してないため、 脱酸上 0. 0 5 %以上は必要である 。 しかしながら、 0. 2 %超では H A Z靭性を害するため、 0. 2 %を上限とする。 より良好な HA Z靭性を得るために、 0. 1 5 % 以下が望ましい。
M n ： 1. 5〜 2. 0 %、 好ましくは 1. 8 %以下
M nはミクロ組織を適正化する効果が大きく安価な元素であること や H A Z靭性を害することが少ないため添加量を多く したいが、 2 . 0 %超では I C H A Zの硬さを増加し、 靭性が劣化するため 2. 0 %を上限とした。 また、 1. 5 %未満では効果が少ないので下限 を 1. 5 %とした。 より HA Z靭性を改善するために、 1. 8 %以 下が望ましい。
P ： 0. 0 0 8 %以下、 好ましくは 0. 0 0 5 %以下
S ： 0. 0 0 5 %以下、 好ましくは 0. 0 0 3 %以下
P、 Sは不可避不純物として含有され、 母材靭性、 HA Z靭性から ともに少ない方が良いが、 工業生産的な制約もあり、 それぞれ 0. 0 0 8 %、 0. 0 0 5 %を上限とした。 より良好な HA Z靭性を 得るために、 P : 0. 0 0 5 %以下、 S : 0. 0 0 3 %以下が望ま しい。
A 1 ： 0. 0 0 4 %以下、
A 1 は T i 酸化物を生成させるため少ない方が好ましいが、 工業生 産的に制約があり、 0. 0 0 4 %が上限である。
T i ： 0. 0 0 5〜 0. 0 1 5 %、 好ましくは 0. 0 1 3 %以下 T i は T i 酸化物を生成させミクロ組織を微細化させる力 、 多すぎ ると T i Cを生成し、 HA Z靭性を劣化させるため、 0. 0 0 5〜 0. 0 1 5 %が適正範囲である。 より HA Z靭性を改善するために 、 0. 0 1 3 %以下が望ましい。
0 : 0. 0 0 1 5〜 0. 0 0 3 5 %、 好ましくは 0. 0 0 3 0 % 以下
Oは T i の F L部の I G Fの生成核としての酸化物の生成性から 0 . 0 0 1 5 %以上が必須であるしかし、 〇が多すぎると酸化物のサ ィズおよび個数が過大となって I C部の C T O D特性を劣化させる ため、 0. 0 0 1 5〜 0. 0 0 3 5 %を制限範囲とした。 より良好 な HA Z靱性を得るために、 0. 0 0 3 0 %以下が、 より好ましく は 0. 0 0 2 8 %以下が望ましい。 N ： 0. 0 0 2〜 0. 0 0 6 %、 好ましくは 0. 0 0 5 %以下 Nは T i窒化物生成に必要であるが、 0. 0 0 2 %未満では効果が 少なく、 0. 0 0 6 %超では鋼片製造時に表面疵が発生するため上 限を 0. 0 0 6 %とした。 より良好な HA Z靭性を得るために、 0 . 0 0 5 %以下が望ましい。
V ： 0. 0 0 5〜 0. 0 2 %、
さらに、 基本となる成分に Vを添加する目的は、 母材強度の向上 に有効なためであるカ この効果を発揮させるためには 0. 0 0 5 %以上とすることが必要である。 一方、 0. 0 2 %を超えて添加す ると HA Z靭性を害することとなるので、 HA Z靭性を大きく害し ない範囲として、 Vの上限を 0. 0 2 %以下とした。
C u ： 0. 2 5〜 0. 5 %、
N 1 ： 0. 7〜 1. 5 %、 好ましくは 0. 9 %以上
C u、 N i は H A Zの靭性の劣化が少なく、 母材の強度を向上させ る効果があり有効で、 I C H A Zの硬さの増加も少なく有効である が、 高価な合金であるため、 それぞれ C u : 0. 2 5〜 0. 5 %、 N i ： 0. 7〜 1. 5を制限範囲とした。 N i については、 HA Z 靭性を改善するため、 0. 9〜 1. 5 %が望ましい。
N b ： 0. 0 0 5 %以下
N bは母材の強度と靭性の観点から有益であるが、 H A Z靭性に は有害である。 このため、 HA Z靭性を著しく低下しない範囲であ る 0. 0 0 5 %まで添加できる。 ただし、 より HA Z靱性を改善さ せるために、 0. 0 0 1 %以下に制限することがより望ましい。 鋼の成分を上記のように限定しても製造法が適切でなければ目的 とした効果は発揮できない。 このため、 製造条件についても限定が 必要である。
本発明鋼は工業的には連続铸造法で製造することが必須である。 その理由は溶鋼の凝固冷却速度が速く、 スラブ中に微細な T i 酸化 物と T i 窒化物を多量に生成することが可能なためである。
スラブの圧延に際し、 その再加熱温度は 9 5 0〜 1 1 0 0でとす る必要がある。 再加熱温度が 1 1 0 0でを超えると T 1 窒化物が組 大化して母材の靱性劣化や H A Z靱性改善効果が期待できないため である。
また、 9 5 0 未満の再加熱温度では、 圧延の負荷が大きく、 生 産性を阻害するため、 9 5 0でが下限の再加熱温度である。
つぎに、 再加熱後の製造法は加工熱処理が必須である。 加工熱処 理は圧延温度を鋼成分に適した狭い範囲に制御し、 その後に必要に 応じて水冷等を施す処理であり、 これの処理により、 オーステナイ ト粒の微細化、 およびミクロ組織の微細化を行う ことができ、 これ により鋼材の強度向上や靱性を改善させることができる製造方法で ある。
本発明鋼でも優れた H A Z靭性が得られても、 母材の靭性が劣つ ていると鋼材としては不十分なため加工熱処理法が必須である。 加工熱処理の方法としては、 1 ) 制御圧延、 2 ) 制御圧延一加速 冷却、 3 ) 圧延後直接焼入れ一焼戻しが挙げられるが、 好ましい方 法は制御圧延一加速冷却法である。 なお、 この鋼を製造後、 脱水素 などの目的で A r 3変態点以下の温度に再加熱しても、 本発明の特 徴を損なう ものでない。 実施例
以下、 実施例及び比較例に基づいて本発明を説明する。
転炉一連続铸造ー厚板工程で種々の鋼成分の厚鋼板を製造し、 母材 強度や溶接継手の C T O D試験を実施した。
溶接は一般的に試験溶接として用いられている潜弧溶接 （ S A W ) 法で、 溶接溶け込み線 （ F L) が垂直になるように K開先で溶接 入熱は 4. 5〜 5. O k J Zmmで実施した。
C T OD試験は t (板厚） X 2 t のサイズでノ ッチは 5 0 %疲労 亀裂で実施し、 ノ ッチ位置は F L (WMと HA Zの境界） および I C (HA Zと B Mの境界） の 2箇所で、 一 6 0ででそれぞれ 5本の 試験を実施した。 .
表 1 に鋼の化学成分を示し、 表 2に製造条件及び母材 （B M) 、 溶接継手の特性を示す。
表 2中の熱処理方法の記号は、 以下の熱処理方法を示す。
C R ： 制御圧延 （強度 · 靭性に最適な温度域での圧延）
A C C ： 加速冷却 （制御圧延に 4 0 O t：〜 6 0 O t:の温度域まで水 冷後放冷）
D Q ： 圧延直後焼入れ一焼戻し処理 （圧延直後に常温まで水冷し、 その後に焼戻し処理）
また、 表 2中の溶接継手の C T O D試験結果において、 5 C A v は、 各 5本の平均値を、 0 C m i n は、 各 5本のうちの最低値 を示す。
本発明で製造した鋼板 （本発明鋼） は降伏強度 （Y S ) 力 4 2 3 NZmm2 以上、 引張強度が 5 0 1 NZmm2 以上で、 一 6 0での C T〇 D値が F Lノ ッチの <5 c最小値 （ m i n ) で 0. 3 7 m m以 上、 1 じノ ッチの 0 じ最小値 （111 1 11 ) で 0. 5 3 mm以上の良好 な破壊靭性を示した。
これに対し、 比較鋼は、 強度は発明鋼と同等ではあるが、 C T O D値が劣り、 厳しい環境下で使用される鋼板として適切でない。 比較鋼 1 6は、 P c T o D 値が本発明鋼の制限内であるが A 1 や N bが添加されているため、 F Lノ ツチの C T〇 D値が低い値であ つた。 比較鋼 1 7は、 C 、 M nが多すぎ、 bも添加されているため P c τ o 値や C e q H値が本発明鋼の制限範囲外となつており、 F
Lノッチと I Cノツチともに低い C T O D値であつた。
比較鋼 1 8は、 〇が低すぎ、 N bも添加されているため、 F Lノ ッチの C T 〇 D値が低い値であつた
比較 1 9は、 P c τ o D 値は発明鋼の制限内である ifi、 A 1 力 多すぎ 、 N bも添加されており、 F Lノッチの C T〇 D値は低い値 であつた また、 C e Q Hが高すぎるため 、 I Cノ ッチの C T O D 値も低い値であった。
比較鋼 2 0は、 〇が低すぎるため、 F Lノッチの C T O D値が低 い値であった。
表 1
Figure imgf000017_0001
表 2
Figure imgf000018_0001

Claims

請 求 の 範 囲
1. 質量％で、
C : 0. 0 1 5 0. 0 4 5 %
S i ： 0. 0 5 0. 2 %
M n ： 1. 5 2. 0 %
C u ： 0. 2 5 0. 5 %
N 1 ： 0 . 7〜： 1 . 5 %
P ： 0. 0 0 8 %以下
S ： 0. 0 0 5 %以下、
A 1 ： 0 . 0 0 4 %以下、
T i ： 0. 0 0 5 0. 0 1 5 %
N b ： 0. 0 0 5 %以下、
〇 ： 0. 0 0 1 5 0. 0 0 3 5 %
N ： 0. 0 0 2 0. 0 0 6 %
を含有し、 PC T が 0. 0 6 5以下ぉょび 6 (1 ^^が 0. 2 3 5以下で、 残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴 とする溶接熱影警部の C TO D特性が優れた鋼。
乙、
Figure imgf000019_0001
C e q H = C + S i / 4. 1 6 +M n / l 4. 9 + C u /
1 2. 9 + N i / 1 0 5 + l . 1 2 N b
2. 質量％で、
C ： 0. 0 1 5 0. 0 4 5 %
S i : 0. 0 5 0. 2 %
M n : 1. 5 2. 0 %
C u : 0. 2 5 0. 5 % N i ： 0• 7〜 1 . 5 %、
P ： 0 • 0 0 8 %以下
S ： 0 • 0 0 5 %以下、
A 1 ： 0 • 0 0 4 %以下、
T i ： 0 • 0 0 5 〜 0. 0 1 5 %、
N b ： 0 0 0 5 %以下、
〇 ： 0 • 0 0 1 5 〜 0. 0 0 3 5 %、
N ： 0 • 0 0 2〜 0. 0 0 6 %
を含有し 、
V ： 0 0 0 5〜 0. 0 2 %
を更に含有し 、 かつ P c τ Q Dが 0. 0 6 5以下および C e q Hが
0. 2 3 5以下で 、 残部が鉄および不可避的不純物からなるこ とを特徵とする溶接熱影警部の C T〇 D特性が優れた鋼。
ここで 、
1 C I 0 D = C + V / 3 + C u / 2 2 + N i / 6 7
C e q H C + S i / 4. 1 6 + M n / l 4. 9 + C u Z
1 2. 9 + N i / 1 0 5 + 1 . 1 2 N b + V/
1 . 8 2
. 質量 %で 、
C ： 0 • 0 1 5〜 0. 0 4 5 %、
S i ： 0 • 0 5〜 0. 2 %、
M n ： 1 • 5 〜 2 . 0 %、
C u ： 0 • 2 0 〜 0. 5 %、
N i ： 0 • 7 〜 1 . 5 %、
P ： 0 • 0 0 8 %以下
S ： 0 • 0 0 5 %以下、
A 1 ： 0 0 0 4 %以下、 T i ： 0. 0 0 5〜 0. 0 1 5 %、
N b ： 0. 0 0 5 %以下、
0 : 0. 0 0 1 5〜 0. 0 0 3 5 %、
N : 0. 0 0 2〜 0. 0 0 6 %
を含有し、 P C TQDが 0. 0 6 5以下ぉょびC e l Hが 0. 2 3 5以下で、 残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を連続铸 造法によってスラブとし、 その後 9 5 0〜 1 1 0 0 の温度に 再加熱後、 加工熱処理することを特徴とする溶接熱影警部の C T〇 D特性が優れた鋼の製造法。
ここで、
P CTOD = C + C u / 2 2 + N i / 6 7
C e q H= C + S / A . 1 6 +M n / l 4. 9 + C u /
1 2. 9 + Ν Ϊ / 1 0 5 + 1. 1 2 N b
4. 質量％で、
c - 0 • 0 1 5 〜 0. 0 4
s i 0 • 0 5 〜 0. 2 %
M n 1 • 5 〜 2. 0 % 、
c u 0 • 2 5 〜 0. 5
N i 0 • 7 〜 1. 5 % 、
P - 0 . 0 0 8 %以下
s - 0 0 0 5 %以下、
A 1 0 • 0 0 4 %以下 、
T i 0 • 0 0 5〜 0. 0
N b 0 • 0 0 5 %以下 、
O ； 0 0 0 1 5〜 0. 0
N 0 0 0 2 〜 0. 0 0
を含有し、 V ： 0. 0 0 5〜 0. 0 2 %
を更に含有し、 かつ PC T ()Dが 0. 0 6 5以下ぉょびC e cl Hが 0. 2 3 5以下で、
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を連続铸造法によつ てスラブとし、 その後 9 5 0〜 1 1 0 0 の温度に再加熱後、 加工熱処理することを特徴とする溶接熱影警部の C TO D特性 が優れた鋼の製造法。
ここで、
P CTOD = C + V/ 3 + C U / 2 2 + N i / 6 7
C e q H = C + S i / 4. 1 6 + n / 1 4. 9 + C u Z
1 2. 9 + N 1 / 1 0 5 + 1. 1 2 N b + V/
1. 8 2
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