JP2020204075A - High strength steel sheet for high heat input welding - Google Patents
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
Description
本発明は、大入熱溶接が適用される高強度鋼板に関するものである。 The present invention relates to a high-strength steel sheet to which high heat input welding is applied.
近年、高層建築に代表される溶接構造物の鉄骨に対する要求は、建築物の大型化、建造の高能率化、地震時の破壊に対する安全性（耐震性）の向上の観点から、高度化している。そして、溶接構造物の鉄骨に使用される厚鋼板は、高強度化、厚手化に加えて、大入熱溶接ＨＡＺの靭性の確保が求められている。なお、「大入熱溶接ＨＡＺ」とは、大入熱溶接によって形成された溶接熱影響部（Heat Affected Zone、ＨＡＺ）のことを意味する。以下、大入熱溶接ＨＡＺを単に、大入熱ＨＡＺという場合がある。大入熱溶接とは、大入熱の溶接であり、高能率なエレクトロスラグ溶接やサブマージアーク溶接などが例として挙げられる。 In recent years, the demand for steel frames of welded structures represented by high-rise buildings has been increasing from the viewpoints of increasing the size of buildings, improving the efficiency of construction, and improving safety (seismic resistance) against destruction during earthquakes. .. The thick steel plate used for the steel frame of the welded structure is required to secure the toughness of the large heat-affected zone HAZ in addition to increasing the strength and thickness. The "high heat input welding HAZ" means a welding heat affected zone (HAZ) formed by the large heat input welding. Hereinafter, the large heat-affected zone HAZ may be simply referred to as a large heat-affected zone HAZ. Large heat input welding is high heat input welding, and examples thereof include highly efficient electroslag welding and submerged arc welding.
従来、高強度厚鋼板に上述の大入熱溶接を適用する場合、ＨＡＺにおいて良好な靱性を確保することは困難であるとされていた。例えば、引張強度７８０ＭＰａ級厚鋼板におけるエレクトロスラグ溶接部のＨＡＺ靱性が非特許文献１及び非特許文献２に示されている。非特許文献１の図６によれば、溶融線（Fusion Line、ＦＬ）、ＦＬから１ｍｍ（ＨＡＺ１）、ＦＬから３ｍｍ（ＨＡＺ３）、及びＦＬから５ｍｍ（ＨＡＺ５）のノッチ位置におけるシャルピー吸収エネルギーの平均値は４０Ｊ以下である。また、非特許文献２の図３及び図５によれば、ＦＬのノッチ位置におけるシャルピー吸収エネルギーの平均値は５０Ｊ以下である。 Conventionally, when the above-mentioned large heat input welding is applied to a high-strength thick steel sheet, it has been considered difficult to secure good toughness in HAZ. For example, the HAZ toughness of an electroslag welded portion of a 780 MPa class thick steel sheet with a tensile strength is shown in Non-Patent Document 1 and Non-Patent Document 2. According to FIG. 6 of Non-Patent Document 1, the average Charpy absorption energy at the notch positions of the fusion line (Fusion Line, FL), FL to 1 mm (HAZ1), FL to 3 mm (HAZ3), and FL to 5 mm (HAZ5). The value is 40 J or less. Further, according to FIGS. 3 and 5 of Non-Patent Document 2, the average value of Charpy absorption energy at the notch position of FL is 50 J or less.
このような問題に対して、厚鋼板に降伏比を低減させる２相域焼入れ処理を施し、フェライトとオーステナイトとの境界にＭｎ、Ｃｕ、Ｎｉ等の合金元素を分布させることで、大入熱溶接ＨＡＺの靭性を改善した引張強度７８０ＭＰａ級厚鋼板が提案されている（例えば、特許文献１、参照）。この技術は、焼入れ性を高める合金元素の濃淡を生じさせ、ＨＡＺの合金濃度が低い領域に粒内ベイナイトを核生成させて組織を微細化することにより、ＨＡＺの靱性を高めるものである。 To solve this problem, thick steel sheets are subjected to a two-phase region quenching treatment to reduce the yield ratio, and alloying elements such as Mn, Cu, and Ni are distributed at the boundary between ferrite and austenite, resulting in large heat input welding. A 780 MPa class thick steel plate having an improved toughness of HAZ has been proposed (see, for example, Patent Document 1). This technique enhances the toughness of HAZ by producing shades of alloying elements that enhance hardenability and nucleating intragranular bainite in regions where the alloy concentration of HAZ is low to refine the structure.
また、鋼に含まれるＳｉ及びＰの含有量を低減することによって、ＨＡＺ靱性を向上させる技術が提案されている（例えば、特許文献２、特許文献３、参照）。これらの技術は、ＨＡＺでのマルテンサイト・オーステナイト混合相（Martensite-Austenite constituent、ＭＡ）の生成を抑制し、ＨＡＺの靱性を高めるものである。 Further, a technique for improving HAZ toughness by reducing the contents of Si and P contained in steel has been proposed (see, for example, Patent Document 2 and Patent Document 3). These techniques suppress the formation of Martensite-Austenite constituent (MA) in HAZ and increase the toughness of HAZ.
鋼板の高強度化を図るためには、鋼の焼入れ性の指標である炭素当量ＣｅｑＷＥＳを高めることが有効である。しかし、ＭｎやＮｉなどの合金元素の含有量を増加させると、大入熱ＨＡＺはベイナイトが主体の硬化組織となり、脆化相であるＭＡの生成が促進される。ＭＡの生成は、鋼板に含まれるＭｎやＮｉなどの合金元素が局所的に濃化して形成されたミクロ偏析部に起因する。ミクロ偏析部は、溶接熱影響によって加熱され、冷却された後、相変態によってＭＡとなる。脆化相であるＭＡは破壊の起点となり、靭性を低下させる。このように、高強度鋼板の大入熱ＨＡＺ靱性の確保は困難になっており、新たな成分設計及び組織制御の指針が必要とされている。 In order to increase the strength of the steel sheet, it is effective to increase the carbon equivalent CeqWES, which is an index of the hardenability of the steel. However, when the content of alloying elements such as Mn and Ni is increased, the large heat-affected HAZ has a cured structure mainly composed of bainite, and the formation of MA, which is an embrittlement phase, is promoted. The formation of MA is caused by the microsegregated portion formed by locally thickening alloying elements such as Mn and Ni contained in the steel sheet. The microsegregated zone is heated by the heat of welding, cooled, and then becomes MA by phase transformation. MA, which is the embrittlement phase, becomes the starting point of fracture and reduces toughness. As described above, it is difficult to secure the large heat-affected zone HAZ toughness of the high-strength steel sheet, and a new guideline for component design and structure control is required.
本発明は、このような実情に鑑みなされたものであり、新たな成分設計及び組織制御の指針を提案し、これに基づいて、大入熱溶接用高強度鋼板を提供することを課題とするものである。 The present invention has been made in view of such circumstances, and it is an object of the present invention to propose a new guideline for component design and structure control, and to provide a high-strength steel sheet for high heat input welding based on the guideline. It is a thing.
本発明者らは、高強度鋼板の大入熱ＨＡＺを脆化させるＭＡの生成を抑制するという視点から、鋼板（母材）の高強度化と大入熱ＨＡＺの靭性の確保とを両立させるために検討を行った。その結果、高強度化のために炭素当量ＣｅｑＷＥＳを０．４０％以上とした場合、鋼成分のＭｎ／Ｎｉを０．８０以下に制御し、かつＳｉ含有量を０．１０％以下に制限することが、大入熱ＨＡＺにおけるＭＡの低減に有効であるという知見を得た。 From the viewpoint of suppressing the formation of MA that embrittles the large heat-affected zone HAZ of the high-strength steel sheet, the present inventors achieve both high strength of the steel sheet (base material) and ensuring the toughness of the large heat-affected zone HAZ. Was examined for this. As a result, when the carbon equivalent CeqWES is set to 0.40% or more for high strength, the Mn / Ni of the steel component is controlled to 0.80 or less, and the Si content is limited to 0.10% or less. It was found that this is effective in reducing MA in the large heat input HAZ.
更に、本発明者らは、ＨＡＺに生成するＭＡに含まれるオーステナイトの割合が高いほど、ＨＡＺ靱性が良好であることを見出した。更に、鋼板をＡｃ１変態温度とＡｃ３変態温度との間に加熱して保持する際に、温度および保持時間を適正に制御し、水冷すると、オーステナイトの安定性が高くなることがわかった。そして、熱間圧延後の鋼板に、適正な条件で熱処理を施すことにより、鋼板（母材）には、安定性が高いオーステナイトが生成し、大入熱溶接ＨＡＺ靭性が向上するという知見が得られた。 Furthermore, the present inventors have found that the higher the proportion of austenite contained in MA produced in HAZ, the better the HAZ toughness. Furthermore, it was found that when the steel sheet is heated and held between the Ac 1 transformation temperature and the Ac 3 transformation temperature, the stability of austenite is enhanced by appropriately controlling the temperature and holding time and cooling with water. Then, it was found that by heat-treating the hot-rolled steel sheet under appropriate conditions, austenite with high stability is generated in the steel sheet (base material) and the HAZ toughness of large heat-affected welding is improved. Was done.
本発明はこのような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。 The present invention has been made based on such findings, and the gist thereof is as follows.
［１］ 質量％で、
Ｃ ：０．０４０％以上、０．２００％以下、
Ｍｎ：０．３０％以上、１．６０％以下、
Ｎｉ：１．００％以上、２．５０％未満、
Ａｌ：０．０３％以上、０．１０％以下、
Ｔｉ：０％以上、０．０２０％以下、
Ｃｕ：０％以上、０．６０％未満、
Ｃｒ：０％以上、１．０％以下、
Ｍｏ：０％以上、１．０％以下、
Ｗ ：０％以上、１．０％以下、
Ｂ ：０％以上、０．００５０％以下、
Ｃｏ：０％以上、１．０％以下、
Ｎｂ：０％以上、０．１０％以下、
Ｖ ：０％以上、０．１０％以下、
Ｃａ：０％以上、０．００５％以下、
Ｍｇ：０％以上、０．００５％以下、
ＲＥＭ：０％以上、０．００５％以下、
Ｚｒ：０％以上、０．００５％以下、
を含有し、
Ｓｉ：０．１０％以下、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、
Ｎ ：０．００６０％以下、
Ｏ ：０．００４０％以下、
に制限され、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
Ｍｎ及びＮｉの含有量の比Ｍｎ／Ｎｉが０．８０以下であり、
下記（１）式で計算される炭素当量ＣｅｑＷＥＳが０．４０％以上、０．７０％以下、の組成を有し、
金属組織は、低温変態相の体積率が７０％以上であり、Ｘ線回折法によって求められるオーステナイトの体積率が２％以上である、
大入熱溶接用高強度鋼板。
ＣｅｑＷＥＳ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ ・・・（１）
ここで、上記（１）式中のＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは質量％で表した各元素の鋼板中の含有量であり、含有しない元素の項には０を代入する。
［２］ 更に、質量％で、
Ｃｒ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｍｏ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｗ ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｂ ：０．０００３％以上、０．００５０％以下、
Ｃｏ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上、０．１０％以下、
Ｖ ：０．００５％以上、０．１０％以下、
の１種以上を含有する、上記［１］に記載の大入熱溶接用高強度鋼板。
［３］ 更に、質量％で、
Ｃａ：０．０００１％以上、０．００５％以下、
Ｍｇ：０．０００１％以上、０．００５％以下、
ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．００５％以下、
Ｚｒ：０．０００１％以上、０．００５％以下、
の１種以上を含有する、上記［１］または［２］に記載の大入熱溶接用高強度鋼板。
[1] By mass%
C: 0.040% or more, 0.200% or less,
Mn: 0.30% or more, 1.60% or less,
Ni: 1.00% or more, less than 2.50%,
Al: 0.03% or more, 0.10% or less,
Ti: 0% or more, 0.020% or less,
Cu: 0% or more, less than 0.60%,
Cr: 0% or more, 1.0% or less,
Mo: 0% or more, 1.0% or less,
W: 0% or more, 1.0% or less,
B: 0% or more, 0.0050% or less,
Co: 0% or more, 1.0% or less,
Nb: 0% or more, 0.10% or less,
V: 0% or more, 0.10% or less,
Ca: 0% or more, 0.005% or less,
Mg: 0% or more, 0.005% or less,
REM: 0% or more, 0.005% or less,
Zr: 0% or more, 0.005% or less,
Contains,
Si: 0.10% or less,
P: 0.015% or less,
S: 0.005% or less,
N: 0.0060% or less,
O: 0.0040% or less,
Limited to
The rest consists of Fe and impurities
The ratio of Mn and Ni contents, Mn / Ni, is 0.80 or less.
The carbon equivalent CeqWES calculated by the following formula (1) has a composition of 0.40% or more and 0.70% or less.
The volume fraction of the low temperature transformation phase of the metal structure is 70% or more, and the volume fraction of austenite determined by the X-ray diffraction method is 2% or more.
High-strength steel sheet for large heat input welding.
CeqWES (%) = C + Mn / 6 + Si / 24 + Ni / 40 + Cr / 5 + Mo / 4 + V / 14 ... (1)
Here, C, Mn, Si, Ni, Cr, Mo, and V in the above formula (1) are the contents of each element represented by mass% in the steel sheet, and 0 is substituted for the term of the element not contained. To do.
[2] Furthermore, by mass%,
Cr: 0.1% or more, 1.0% or less,
Mo: 0.1% or more, 1.0% or less,
W: 0.1% or more, 1.0% or less,
B: 0.0003% or more, 0.0050% or less,
Co: 0.1% or more, 1.0% or less,
Nb: 0.005% or more, 0.10% or less,
V: 0.005% or more, 0.10% or less,
The high-strength steel sheet for large heat input welding according to the above [1], which contains one or more of the above.
[3] Furthermore, by mass%,
Ca: 0.0001% or more, 0.005% or less,
Mg: 0.0001% or more, 0.005% or less,
REM: 0.0001% or more, 0.005% or less,
Zr: 0.0001% or more, 0.005% or less,
The high-strength steel sheet for large heat input welding according to the above [1] or [2], which contains one or more of the above.
本発明によれば、新たな成分設計及び組織制御の指針に基づいて、大入熱溶接用高強度鋼板を提供することができる。 According to the present invention, it is possible to provide a high-strength steel sheet for high heat input welding based on a new guideline for component design and structure control.
以下、本発明の一実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板について説明する。まず、本発明を完成するに至った本発明者らの検討結果、得られた新たな知見について詳述する。 Hereinafter, a high-strength steel sheet for large heat input welding according to an embodiment of the present invention will be described. First, the new findings obtained as a result of the studies by the present inventors who have completed the present invention will be described in detail.
本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板（以下、単に「鋼板」とも称する。）は、焼入れ性を高める合金元素であるＣ、Ｍｎ、Ｎｉを含有する。そして、本実施形態に係る鋼板は、鋼を溶製、鋳造して得られた鋼片に熱間圧延を施し、更に熱処理を行って製造される。このようにして製造される鋼板は、鋳造時の凝固によって凝固組織の界面に形成されるミクロ偏析部を有している。このミクロ偏析部のＭｎ、Ｎｉなどの合金元素の濃化は、熱間圧延後に施される熱処理のような低温の加熱や溶接の熱影響による短時間の加熱では解消され難い。そのため、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉを含有する鋼板に大入熱溶接が適用された場合、ＨＡＺのミクロ偏析部は、加熱によってＣが濃化した残留オーステナイトとなり、冷却後に硬質のＭＡとなる。このようなＭＡは破壊の起点となってＨＡＺ靭性を低下させるので、安定なオーステナイトの残留、換言すると残留オーステナイトの生成を抑制することが望ましい。そして、発明者らは、鋭意検討の結果、ＭｎはＮｉに比較して大入熱ＨＡＺの冷却時における残留オーステナイトの分解を遅延させるという新たな知見を得た。 The high-strength steel sheet for high heat input welding (hereinafter, also simply referred to as “steel sheet”) according to the present embodiment contains alloy elements C, Mn, and Ni that enhance hardenability. The steel sheet according to the present embodiment is manufactured by hot-rolling a steel piece obtained by melting and casting steel and further performing heat treatment. The steel sheet produced in this manner has a microsegregated portion formed at the interface of the solidified structure by solidification during casting. The concentration of alloying elements such as Mn and Ni in the microsegregated zone is difficult to eliminate by low-temperature heating such as heat treatment performed after hot rolling or short-time heating due to the heat effect of welding. Therefore, when large heat-affected zone welding is applied to a steel sheet containing C, Mn, and Ni, the microsegregated zone of HAZ becomes retained austenite in which C is concentrated by heating, and becomes hard MA after cooling. Since such MA serves as a starting point of fracture and lowers HAZ toughness, it is desirable to suppress the retention of stable austenite, in other words, the formation of retained austenite. As a result of diligent studies, the inventors have obtained a new finding that Mn delays the decomposition of retained austenite during cooling of the large heat-affected zone HAZ as compared with Ni.
上述したように、大入熱ＨＡＺの冷却時において、ミクロ偏析部の残留オーステナイトが分解されずに大入熱ＨＡＺが室温まで冷却されると、この残留オーステナイトがＭＡとなってＨＡＺの靱性を劣化させる。Ｍｎは、Ｎｉに比較して残留オーステナイトの分解を遅延させることから、ＭＡの増加を招きやすいと考えられる。換言するに、ＮｉはＭｎよりも大入熱ＨＡＺの靭性に及ぼす悪影響が小さいと考えられる。そこで、本発明者らは、鋼中のＭｎの含有量とＮｉの含有量とのバランスに着眼し、両者の比率の適正化を図ることによって鋼の焼入れ性を高めつつＭＡの生成量を抑制できると考えた。具体的には、本発明者らは、鋼中のＭｎの含有量をＮｉの含有量で除した比であるＭｎ／Ｎｉが０．８０以下になると、大入熱ＨＡＺにおけるＭＡの生成量が低減する現象を見出した。この現象は、加熱時にミクロ偏析部にＣが濃化して生成する残留オーステナイトが分解される際、すなわち残留オーステナイトがフェライトとセメンタイトとに変態する際の異相界面におけるＣ原子の分配挙動に及ぼすＭｎ原子とＮｉ原子との影響の違いに起因すると推察される。 As described above, when the large heat-affected zone HAZ is cooled, if the large heat-affected zone HAZ is cooled to room temperature without decomposing the retained austenite in the microsegregated zone, the retained austenite becomes MA and deteriorates the toughness of the HAZ. Let me. Since Mn delays the decomposition of retained austenite as compared with Ni, it is considered that MA is likely to increase. In other words, Ni is considered to have a smaller adverse effect on the toughness of the large heat-affected zone HAZ than Mn. Therefore, the present inventors focused on the balance between the Mn content and the Ni content in the steel, and by optimizing the ratio between the two, the hardenability of the steel was improved and the amount of MA produced was suppressed. I thought I could do it. Specifically, the present inventors, when Mn / Ni, which is the ratio of the Mn content in the steel divided by the Ni content, becomes 0.80 or less, the amount of MA produced in the large heat-affected zone HAZ increases. We found a phenomenon of reduction. This phenomenon affects the distribution behavior of C atoms at the heterophase interface when the retained austenite generated by concentrating C in the microsegregated portion during heating is decomposed, that is, when the retained austenite transforms into ferrite and cementite. It is presumed that this is due to the difference in the effects of and Ni atoms.
また、本発明者らは、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉの含有量を増加させて、焼入れ性を高めた鋼板に関しては従来知見が少ない、Ｓｉの含有量とＭＡの生成との関係について検討を行った。そして、本発明者らの検討により、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉの含有量が多い鋼板において、Ｓｉ含有量を０．１％以下に厳格に制限することで、より顕著にＭＡ生成が抑制されることがわかった。更に、鋼の焼入れ性を十分確保することによってＨＡＺにおける結晶粒の微細化が図られることがわかった。本実施形態において、ＨＡＺの結晶粒は、主にベイナイト及びマルテンサイトのブロック、パケット、ラスなど、結晶方位が１５°以上異なる大傾角粒界で囲まれた領域である。具体的には、本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板では、下記（１）式によって求められる炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、鋼の焼入れ性を確保するために０．４０％以上である。一方、延性や靭性の低下を抑制するために、炭素当量ＣｅｑＷＥＳは０．７０％以下である。このように、炭素当量ＣｅｑＷＥＳの制御によって、鋼板の大入熱ＨＡＺの靭性を確保できることがわかった。 In addition, the present inventors have investigated the relationship between the Si content and the formation of MA, which has little knowledge in the past regarding steel sheets having improved hardenability by increasing the contents of C, Mn, and Ni. .. Then, according to the study by the present inventors, in a steel sheet having a high content of C, Mn, and Ni, by strictly limiting the Si content to 0.1% or less, MA formation is suppressed more remarkably. I understood. Furthermore, it was found that the crystal grains in HAZ can be miniaturized by ensuring sufficient hardenability of steel. In the present embodiment, the HAZ crystal grains are mainly regions surrounded by large tilt angle grain boundaries having different crystal orientations of 15 ° or more, such as bainite and martensite blocks, packets, and laths. Specifically, in the high-strength steel sheet for high heat input welding according to the present embodiment, the carbon equivalent CeqWES determined by the following equation (1) is 0.40% or more in order to ensure the hardenability of the steel. On the other hand, the carbon equivalent CeqWES is 0.70% or less in order to suppress the decrease in ductility and toughness. As described above, it was found that the toughness of the large heat-affected zone HAZ of the steel sheet can be ensured by controlling the carbon equivalent CeqWES.
ＣｅｑＷＥＳ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４・・・（１）
ここで、上記（１）式中のＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは質量％で表した各元素の鋼板中の含有量であり、含有しない元素の項には０を代入する。
CeqWES (%) = C + Mn / 6 + Si / 24 + Ni / 40 + Cr / 5 + Mo / 4 + V / 14 ... (1)
Here, C, Mn, Si, Ni, Cr, Mo, and V in the above formula (1) are the contents of each element represented by mass% in the steel sheet, and 0 is substituted for the term of the element not contained. To do.
更に、本発明者らは、鋭意検討を重ねた結果、ＨＡＺに生成するＭＡに含まれるオーステナイトが多いほどマルテンサイトが少なくなり、ＨＡＺ靱性が向上することを見出した。また、本発明者らは、オーステナイトの割合が多いＭＡがＨＡＺに生成した鋼板（母材）には、合金元素の濃化によって安定化したオーステナイトが生成していることを見出した。そして、本発明者らは、同じ鋼組成であっても、母材の製造条件によって相変態を利用し、合金元素の濃度分布を制御して、オーステナイトを安定化させるという着想に至った。 Furthermore, as a result of diligent studies, the present inventors have found that the more austenite contained in MA produced in HAZ, the less martensite is and the better the HAZ toughness is. Further, the present inventors have found that austenite stabilized by the concentration of alloying elements is formed in the steel sheet (base material) in which MA having a large proportion of austenite is formed in HAZ. Then, the present inventors have come up with the idea of stabilizing austenite by controlling the concentration distribution of alloying elements by utilizing phase transformation depending on the production conditions of the base material even if the steel composition is the same.
ところで、本実施形態に係る鋼板は、熱間圧延後に直接焼入れ処理（ＤＱ処理）を施すか、又は、熱間圧延後、冷却して再加熱焼入れ処理（Ｑ処理）を施し、さらに、二相域再加熱焼入れ処理（Ｌ処理）、焼戻し処理（Ｔ処理）を施して製造される。合金元素の濃度分布を制御する工程は、二相域再加熱焼入れ処理である。二相域再加熱焼入れ処理において、適正な温度範囲及び保持時間で再加熱を行うことによって、局所的にＭｎやＮｉなどの合金元素を濃化させ、濃度分布を焼入れによって維持することができる。二相域再加熱焼入れ処理によって合金元素が濃化したオーステナイトは安定性が非常に高く、更に焼戻し処理を施した後においても、安定なオーステナイトとして残留する。 By the way, the steel sheet according to the present embodiment is directly subjected to quenching treatment (DQ treatment) after hot rolling, or is cooled after hot rolling and subjected to reheat quenching treatment (Q treatment), and further, two-phase. It is manufactured by performing region reheating quenching treatment (L treatment) and tempering treatment (T treatment). The step of controlling the concentration distribution of the alloying elements is a two-phase region reheating quenching process. In the two-phase region reheating quenching treatment, by performing reheating in an appropriate temperature range and holding time, alloying elements such as Mn and Ni can be locally concentrated, and the concentration distribution can be maintained by quenching. Austenite whose alloying elements have been concentrated by the two-phase region reheating quenching treatment has extremely high stability, and remains as stable austenite even after being further tempered.
本発明者らは、さらに検討を加えた結果、二相域再加熱焼入れ処理の温度を（Ａｃ１＋３０℃）以上、（Ａｃ１＋１２０℃）以下、かつ、Ａｃ３未満の範囲内とし、保持時間を１０ｍｉｎ以上にすることで、焼戻し処理後の残留オーステナイトの分率が２％以上になるという知見が得られた。そして、ＨＡＺに生成するＭＡに含まれるオーステナイトの割合が増加した結果、良好なＨＡＺ靱性が得られることを見出した。なお、Ａｃ１変態温度及びＡｃ３変態温度は、それぞれ、下記（２）式及び下記（３）式で求められる。 As a result of further studies, the present inventors set the temperature of the two-phase region reheating quenching treatment within the range of (Ac 1 + 30 ° C.) or higher, (Ac 1 + 120 ° C.) or lower, and less than Ac 3 and maintained. It was found that the fraction of retained austenite after the tempering treatment became 2% or more by setting the time to 10 min or more. Then, it was found that good HAZ toughness can be obtained as a result of increasing the proportion of austenite contained in MA produced in HAZ. The Ac 1 transformation temperature and the Ac 3 transformation temperature are obtained by the following equations (2) and (3), respectively.
Ａｃ１（℃）＝７５０．８−２６．６Ｃ＋１７．６Ｓｉ−１１．６Ｍｎ−２２．９Ｃｕ−２３．０Ｎｉ＋２４．１Ｃｒ＋２２．５Ｍｏ−３９．７Ｖ−５．７Ｔｉ＋２３２．４Ｎｂ−１６９．４Ａｌ−８９４．７Ｂ ・・・（２）
Ａｃ３変態点＝９１０−２０３√Ｃ＋４４．７Ｓｉ−３０Ｍｎ−４００Ａｌ−１５．２Ｎｉ＋１０４Ｖ＋３１．５Ｍｏ＋１３．１Ｗ＋１１Ｃｒ＋２０Ｃｕ−７００Ｐ−４００Ｔｉ ・・・（３）
ここで、上記（２）式中及び上記（３）式中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｂ、Ｗ、Ｐは質量％で表した各元素の鋼板中の含有量であり、含有しない元素の項には０を代入する。
Ac 1 (° C.) = 750.8-26.6C + 17.6Si-11.6Mn-22.9Cu-23.0Ni + 24.1Cr + 22.5Mo-39.7V-5.7Ti + 232.4Nb-169.4Al-894.7B.・ ・ (2)
Ac 3 transformation point = 910-203√C + 44.7Si-30Mn-400Al-15.2Ni + 104V + 31.5Mo + 13.1W + 11Cr + 20Cu-700P-400Ti ... (3)
Here, C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, Ti, Nb, Al, B, W, and P in the above formula (2) and the above formula (3) are represented by mass%. It is the content of each element in the steel sheet, and 0 is substituted for the term of the element not contained.
次に、本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板の化学成分（鋼組成）について説明する。なお、以下の化学成分の説明では、質量％を単に％と表記する。 Next, the chemical composition (steel composition) of the high-strength steel sheet for high heat input welding according to this embodiment will be described. In the following description of the chemical composition, mass% is simply expressed as%.
（Ｃ：０．０４０％以上、０．２００％以下）
Ｃは、鋼の焼入れ性を高めて高強度化に寄与し、また、オーステナイトの生成に影響を及ぼす元素である。本実施形態では、オーステナイトが安定化したＭＡの生成によってＨＡＺ靭性を確保するという観点から、Ｃの含有量は０．０４０％以上である。Ｃの含有量は、好ましくは０．０５０％以上であり、より好ましくは０．０６０％以上である。一方、ＭＡの硬化やセメンタイトの増加を抑制してＨＡＺ靱性の低下を抑制するという観点から、本実施形態では、Ｃの含有量は０．２００％以下である。Ｃの含有量は、好ましくは０．１８０％以下であり、より好ましくは０．１６０％以下である。
(C: 0.040% or more, 0.200% or less)
C is an element that enhances the hardenability of steel, contributes to high strength, and affects the formation of austenite. In the present embodiment, the C content is 0.040% or more from the viewpoint of ensuring HAZ toughness by producing MA in which austenite is stabilized. The content of C is preferably 0.050% or more, more preferably 0.060% or more. On the other hand, from the viewpoint of suppressing the hardening of MA and the increase of cementite and suppressing the decrease of HAZ toughness, the content of C is 0.200% or less in this embodiment. The content of C is preferably 0.180% or less, and more preferably 0.160% or less.
（Ｓｉ：０．１０％以下）
Ｓｉは、焼入れ性を高めた鋼板の大入熱ＨＡＺのＭＡの生成に極めて大きな影響を及ぼす元素である。本実施形態では、ＨＡＺ靭性を確保するために、Ｓｉの含有量は０．１０％以下に制限される。Ｓｉの含有量は、好ましくは０．０８％以下であり、より好ましくは０．０５％以下である。Ｓｉの含有量の下限は限定されず、０％でもよい。製造コストの観点から、Ｓｉの含有量は、０．０１％以上であってもよい。
(Si: 0.10% or less)
Si is an element that has an extremely large effect on the formation of MA of the large heat-affected zone HAZ of a steel sheet having improved hardenability. In this embodiment, the Si content is limited to 0.10% or less in order to ensure HAZ toughness. The Si content is preferably 0.08% or less, more preferably 0.05% or less. The lower limit of the Si content is not limited and may be 0%. From the viewpoint of manufacturing cost, the Si content may be 0.01% or more.
（Ｍｎ：０．３０％以上、１．６０％以下）
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高めて高強度化に寄与する元素であり、本実施形態では、Ｍｎの含有量は０．３０％以上である。Ｍｎの含有量は、好ましくは０．５０％以上であり、より好ましくは０．８０％以上である。一方、大入熱ＨＡＺにおけるＭＡの生成を抑制し、靭性を確保するという観点から、本実施形態では、Ｍｎの含有量は１．６０％以下である。Ｍｎの含有量は、好ましくは１．３０％以下である。
(Mn: 0.30% or more, 1.60% or less)
Mn is an element that enhances the hardenability of steel and contributes to high strength, and in the present embodiment, the content of Mn is 0.30% or more. The Mn content is preferably 0.50% or more, more preferably 0.80% or more. On the other hand, in the present embodiment, the Mn content is 1.60% or less from the viewpoint of suppressing the formation of MA in the large heat-affected zone and ensuring toughness. The Mn content is preferably 1.30% or less.
（Ｎｉ：１．００％以上、２．５０％未満）
Ｎｉは、鋼の焼入れ性を高めて高強度化に寄与する元素であり、同時に、大入熱ＨＡＺの靱性を高める元素でもある。強度および靭性を確保するという観点から、本実施形態において、Ｎｉの含有量は、１．００％以上である。Ｎｉの含有量は、好ましくは１．２０％以上である。一方、Ｎｉは高価な元素であり、製造コストの上昇を抑制するという観点から、本実施形態では、Ｎｉの含有量は２．５０％未満である。Ｎｉの含有量は、好ましくは２．００％以下である。
(Ni: 1.00% or more, less than 2.50%)
Ni is an element that enhances the hardenability of steel and contributes to high strength, and at the same time, it is an element that enhances the toughness of the large heat-affected zone HAZ. From the viewpoint of ensuring strength and toughness, the content of Ni in this embodiment is 1.00% or more. The Ni content is preferably 1.20% or more. On the other hand, Ni is an expensive element, and the content of Ni is less than 2.50% in the present embodiment from the viewpoint of suppressing an increase in manufacturing cost. The Ni content is preferably 2.00% or less.
（Ｍｎ／Ｎｉ：０．８０以下）
Ｍｎ及びＮｉはともに鋼の高強度化に寄与する元素であるが、大入熱ＨＡＺにおいて、ＭｎはＮｉに比べてＭＡの生成を促進しやすいことから、Ｍｎの含有量はＮｉの含有量より少ないことが好ましい。大入熱ＨＡＺの高強度化を図りつつ靱性を確保するという観点から、本実施形態の鋼板において、鋼中のＭｎの含有量をＮｉの含有量で除した比であるＭｎ／Ｎｉは０．８０以下である。Ｍｎ／Ｎｉは、好ましくは０．７０以下であり、より好ましくは０．６０以下である。なお、Ｍｎ／Ｎｉの下限は特に限定されず、Ｍｎの含有量の下限及びＮｉの含有量の上限によって定められる０．１２超であってもよい。Ｍｎ／Ｎｉは０．２０以上であってもよい。
(Mn / Ni: 0.80 or less)
Both Mn and Ni are elements that contribute to increasing the strength of steel, but in high heat-affected zone HAZ, Mn is more likely to promote the formation of MA than Ni, so the content of Mn is higher than the content of Ni. Less is preferable. From the viewpoint of ensuring toughness while increasing the strength of the large heat-affected zone HAZ, in the steel sheet of the present embodiment, Mn / Ni, which is the ratio of the Mn content in the steel divided by the Ni content, is 0. It is 80 or less. Mn / Ni is preferably 0.70 or less, more preferably 0.60 or less. The lower limit of Mn / Ni is not particularly limited, and may be more than 0.12 determined by the lower limit of the Mn content and the upper limit of the Ni content. Mn / Ni may be 0.20 or more.
（Ｐ：０．０１５％以下）
Ｐは、靭性に有害な不純物である。Ｐの含有量は、大入熱ＨＡＺの靱性を安定的に確保するために制限する必要があり、本実施形態では、０．０１５％以下である。Ｐの含有量は、好ましくは０．０１０％以下である。Ｐの含有量の下限は限定されないが、製造コストの観点から、Ｐの含有量は０．００１％以上であってもよい。
(P: 0.015% or less)
P is an impurity harmful to toughness. The content of P needs to be limited in order to stably secure the toughness of the large heat-affected zone HAZ, and is 0.015% or less in this embodiment. The content of P is preferably 0.010% or less. The lower limit of the P content is not limited, but the P content may be 0.001% or more from the viewpoint of manufacturing cost.
（Ｓ：０．００５％以下）
Ｓは、不純物であり、鋼中に多量に含有されると粗大な介在物を形成して靭性を低下させる場合がある。したがって、Ｓの含有量は、大入熱ＨＡＺの靱性を安定的に確保するために制限する必要があり、本実施形態では、Ｓは０．００５％以下である。Ｓの含有量は、好ましくは０．００４％以下である。Ｓ量の下限は限定されないが、製造コストの観点から、Ｓの含有量は０．０００１％以上であってもよい。Ｓの含有量は０．００１％以上であってもよい。
(S: 0.005% or less)
S is an impurity, and if it is contained in a large amount in steel, it may form coarse inclusions and reduce toughness. Therefore, the content of S needs to be limited in order to stably secure the toughness of the large heat-affected zone HAZ, and in the present embodiment, S is 0.005% or less. The content of S is preferably 0.004% or less. The lower limit of the amount of S is not limited, but the content of S may be 0.0001% or more from the viewpoint of manufacturing cost. The content of S may be 0.001% or more.
（Ａｌ：０．０３％以上、０．１０％以下）
Ａｌは、酸化物及び窒化物を形成する元素であり、主に、脱酸に用いられる。本実施形態では、Ａｌの含有量は０．０３％以上である。一方、母材及び溶接部の靱性を確保するという観点から、本実施形態では、Ａｌの含有量は０．１０％以下である。Ａｌの含有量は、好ましくは０．０８％以下であり、より好ましくは０．０６％以下である。
(Al: 0.03% or more, 0.10% or less)
Al is an element that forms oxides and nitrides, and is mainly used for deoxidation. In this embodiment, the Al content is 0.03% or more. On the other hand, from the viewpoint of ensuring the toughness of the base metal and the welded portion, the Al content is 0.10% or less in this embodiment. The Al content is preferably 0.08% or less, more preferably 0.06% or less.
（Ｔｉ：０％以上、０．０２０％以下）
Ｔｉは、酸化物及びＴｉＮを形成する元素であり、脱酸や組織の微細化のために用いられる。一方、母材及びＨＡＺの靭性の劣化や鋳片の表面品質の劣化を抑制するという観点から、本実施形態では、Ｔｉの含有量は０．０２０％以下である。Ｔｉの含有量は、好ましくは０．０１８％以下であり、より好ましくは０．０１６％以下である。Ｔｉの含有量は０％でもよいが、結晶粒を微細化するために、好ましくは０．００５％以上である。Ｔｉの含有量は、より好ましくは０．００７％以上である。
(Ti: 0% or more, 0.020% or less)
Ti is an element that forms oxides and TiN, and is used for deoxidation and microstructure miniaturization. On the other hand, from the viewpoint of suppressing deterioration of the toughness of the base metal and HAZ and deterioration of the surface quality of the slab, the Ti content is 0.020% or less in this embodiment. The Ti content is preferably 0.018% or less, more preferably 0.016% or less. The Ti content may be 0%, but is preferably 0.005% or more in order to refine the crystal grains. The Ti content is more preferably 0.007% or more.
（Ｎ：０．００６０％以下）
Ｎは、不純物であり、破壊の起点となる粗大な窒化物の形成を抑制し、靱性を確保するという観点から、Ｎの含有量は、本実施形態では０．００６０％以下である。Ｎの含有量は、好ましくは０．００５０％以下であり、より好ましくは０．００４０％以下である。一方、Ｎの含有量は、組織の粗大化を抑制するＴｉＮを生成させるという観点から、０．００１０％以上であってもよい。
(N: 0.0060% or less)
N is an impurity, and the content of N is 0.0060% or less in this embodiment from the viewpoint of suppressing the formation of coarse nitride that is the starting point of fracture and ensuring toughness. The content of N is preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0040% or less. On the other hand, the content of N may be 0.0010% or more from the viewpoint of producing TiN that suppresses the coarsening of the structure.
（Ｏ：０．００４０％以下）
Ｏは、不純物であり、破壊の起点となる粗大な酸化物の形成を抑制し、靱性を確保するという観点から、本実施形態では、Ｏの含有量は０．００４０％以下である。Ｏの含有量は、好ましくは０．００３５％以下であり、より好ましくは０．００３０％以下である。一方、Ｏの含有量は、製造コストの観点から、０．０００１％以上であってもよく、０．０００５％以上であってもよい。
(O: 0.0040% or less)
O is an impurity, and from the viewpoint of suppressing the formation of a coarse oxide that is the starting point of fracture and ensuring toughness, the content of O is 0.0040% or less in this embodiment. The content of O is preferably 0.0035% or less, and more preferably 0.0030% or less. On the other hand, the content of O may be 0.0001% or more, or 0.0005% or more, from the viewpoint of manufacturing cost.
（炭素当量ＣｅｑＷＥＳ：０．４０％以上、０．７０％以下）
炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、鋼板（母材）の強度及びＨＡＺの結晶粒径に影響を及ぼす。ＨＡＺでの焼入れ性を確保し、結晶粒を細粒化させるという観点から、本実施形態では、炭素当量ＣｅｑＷＥＳは０．４０％以上である。炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、好ましくは０．４５％以上であり、より好ましくは０．５０％以上である。一方、大入熱ＨＡＺの硬化を抑制して、靱性を確保するという観点から、本実施形態では、炭素当量ＣｅｑＷＥＳは０．７０％以下である。炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、好ましくは０．６５％以下であり、より好ましくは０．６０％以下である。なお、炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、合金元素の含有量によって下記（１）式で計算される。
(Carbon equivalent CeqWES: 0.40% or more, 0.70% or less)
The carbon equivalent CeqWES affects the strength of the steel sheet (base material) and the grain size of HAZ. From the viewpoint of ensuring hardenability in HAZ and making crystal grains finer, the carbon equivalent CeqWES is 0.40% or more in this embodiment. The carbon equivalent CeqWES is preferably 0.45% or more, more preferably 0.50% or more. On the other hand, in the present embodiment, the carbon equivalent CeqWES is 0.70% or less from the viewpoint of suppressing the curing of the large heat-affected zone HAZ and ensuring toughness. The carbon equivalent CeqWES is preferably 0.65% or less, more preferably 0.60% or less. The carbon equivalent CeqWES is calculated by the following equation (1) according to the content of the alloying element.
ＣｅｑＷＥＳ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ ・・・・（１）
ここで、上記（１）式中のＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは質量％で表した各元素の鋼板中の含有量であり、含有しない元素の項には０を代入する。
CeqWES (%) = C + Mn / 6 + Si / 24 + Ni / 40 + Cr / 5 + Mo / 4 + V / 14 ... (1)
Here, C, Mn, Si, Ni, Cr, Mo, and V in the above formula (1) are the contents of each element represented by mass% in the steel sheet, and 0 is substituted for the term of the element not contained. To do.
本実施形態に係る鋼板の化学組成の残部は、鉄（Ｆｅ）及び不純物である。不純物とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料やその他の要因により混入する成分であって、本実施形態に係る鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。ただし、不純物のうち、Ｐ、Ｓ、Ｏ及びＮについては上述のように含有量の上限値が制限される。 The rest of the chemical composition of the steel sheet according to this embodiment is iron (Fe) and impurities. Impurities are components that are mixed in by raw materials such as ores and scraps and other factors when steel sheets are industrially manufactured, and are allowed as long as they do not adversely affect the steel sheets according to the present embodiment. means. However, among impurities, the upper limit of the content of P, S, O and N is limited as described above.
本実施形態の鋼板には、鋼板（母材）の強度や靭性を向上させるため、必要に応じて、下記に示す選択元素Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｂ、Ｃｏ、Ｎｂ、Ｖの１種又は２種以上を含有させてもよい。 In order to improve the strength and toughness of the steel sheet (base material), the steel sheet of the present embodiment is one of the following selective elements Cu, Cr, Mo, W, B, Co, Nb, and V, if necessary. Alternatively, two or more kinds may be contained.
（Ｃｕ：０％以上、０．６０％未満）
Ｃｕは、スクラップ等から不純物として鋼板に混入する場合がある元素である。しかし、Ｃｕの含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。また、Ｃｕは、溶接性やＨＡＺの靱性に対する悪影響が小さく、母材の強度や靭性を向上させる元素でもある。そのため、本実施形態では、Ｃｕの含有量は０．１０％以上であってもよい。ただし、合金コストの上昇を抑制するという観点から、本実施形態では、Ｃｕの含有量は０．６０％未満である。Ｃｕの含有量は、好ましくは０．５０％以下である。
(Cu: 0% or more, less than 0.60%)
Cu is an element that may be mixed into the steel sheet as an impurity from scrap or the like. However, the lower limit of the Cu content is not limited and may be 0%. Further, Cu is also an element that has little adverse effect on weldability and HAZ toughness and improves the strength and toughness of the base metal. Therefore, in this embodiment, the Cu content may be 0.10% or more. However, from the viewpoint of suppressing an increase in alloy cost, the Cu content is less than 0.60% in the present embodiment. The Cu content is preferably 0.50% or less.
（Ｃｒ：０％以上、１．０％以下）
Ｃｒは、スクラップ等から不純物として鋼板に混入する場合がある元素である。しかし、Ｃｒの含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。また、Ｃｒは、母材の強度を向上させる元素でもある。そのため、本実施形態では、Ｃｒの含有量は０．１％以上であってもよい。Ｃｒの含有量は、好ましくは０．２％以上であり、より好ましくは０．３％以上である。ただし、大入熱ＨＡＺの靱性や溶接性の劣化抑制の観点から、本実施形態では、Ｃｒの含有量は、１．０％以下である。Ｃｒの含有量は、好ましくは０．８％以下であり、より好ましくは０．５％以下である。
(Cr: 0% or more, 1.0% or less)
Cr is an element that may be mixed into the steel sheet as an impurity from scrap or the like. However, the lower limit of the Cr content is not limited and may be 0%. Cr is also an element that improves the strength of the base metal. Therefore, in the present embodiment, the Cr content may be 0.1% or more. The Cr content is preferably 0.2% or more, more preferably 0.3% or more. However, from the viewpoint of suppressing deterioration of the toughness and weldability of the large heat input HAZ, the Cr content is 1.0% or less in this embodiment. The Cr content is preferably 0.8% or less, more preferably 0.5% or less.
（Ｍｏ：０％以上、１．０％以下）
Ｍｏは、スクラップ等から不純物として鋼板に混入する場合がある元素である。しかし、Ｍｏの含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。また、Ｍｏは、母材の強度及び靱性を向上させる元素でもある。そのため、本実施形態では、Ｍｏの含有量は０．１％以上であってもよい。Ｍｏの含有量は、好ましくは０．２％以上であり、より好ましくは０．３％以上である。ただし、大入熱ＨＡＺの靱性や溶接性の劣化抑制、合金コストの上昇抑制の観点から、本実施形態では、Ｍｏの含有量は１．０％以下である。Ｍｏの含有量は、好ましくは０．９％以下であり、より好ましくは０．８％以下である。
(Mo: 0% or more, 1.0% or less)
Mo is an element that may be mixed into the steel sheet as an impurity from scrap or the like. However, the lower limit of the Mo content is not limited and may be 0%. Mo is also an element that improves the strength and toughness of the base metal. Therefore, in the present embodiment, the Mo content may be 0.1% or more. The Mo content is preferably 0.2% or more, more preferably 0.3% or more. However, in the present embodiment, the Mo content is 1.0% or less from the viewpoint of suppressing deterioration of toughness and weldability of the large heat-affected HAZ and suppressing an increase in alloy cost. The Mo content is preferably 0.9% or less, more preferably 0.8% or less.
（Ｗ：０％以上、１．０％以下）
Ｗは、スクラップ等から不純物として鋼板に混入する場合がある元素である。しかし、Ｗの含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。また、Ｗは、母材の強度及び靱性を向上させる元素でもある。そのため、本実施形態では、Ｗの含有量は０．１％以上であってもよい。Ｗの含有量は、好ましくは０．２％以上であり、より好ましくは０．３％以上である。ただし、大入熱ＨＡＺの靱性や溶接性の劣化抑制、合金コストの上昇抑制の観点から、本実施形態では、Ｗの含有量は１．０％以下である。Ｗの含有量は、好ましくは０．９％以下であり、より好ましくは０．５％以下である。
(W: 0% or more, 1.0% or less)
W is an element that may be mixed into the steel sheet as an impurity from scrap or the like. However, the lower limit of the W content is not limited and may be 0%. W is also an element that improves the strength and toughness of the base metal. Therefore, in the present embodiment, the W content may be 0.1% or more. The W content is preferably 0.2% or more, more preferably 0.3% or more. However, in the present embodiment, the W content is 1.0% or less from the viewpoint of suppressing deterioration of toughness and weldability of the large heat-affected zone HAZ and suppressing an increase in alloy cost. The W content is preferably 0.9% or less, more preferably 0.5% or less.
（Ｂ：０％以上、０．００５０％以下）
Ｂは、スクラップ等から不純物として鋼板に混入する場合がある元素である。Ｂの含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。また、Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる元素でもある。そのため、本実施形態では、Ｂの含有量は０．０００３％以上であってもよい。Ｂの含有量は、好ましくは０．０００５％以上である。一方、大入熱ＨＡＺの靱性や溶接性の劣化を抑制するという観点から、本実施形態では、Ｂの含有量は０．００５０％以下である。Ｂの含有量は、好ましくは０．００３０％以下である。
(B: 0% or more, 0.0050% or less)
B is an element that may be mixed into the steel sheet as an impurity from scrap or the like. The lower limit of the content of B is not limited and may be 0%. B is also an element that improves the hardenability of steel. Therefore, in the present embodiment, the content of B may be 0.0003% or more. The content of B is preferably 0.0005% or more. On the other hand, in the present embodiment, the content of B is 0.0050% or less from the viewpoint of suppressing deterioration of the toughness and weldability of the large heat-affected zone HAZ. The content of B is preferably 0.0030% or less.
（Ｃｏ：０％以上、１．０％以下）
Ｃｏは、スクラップ等から不純物として鋼板に混入する場合がある元素である。しかし、Ｃｏの含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。また、Ｃｏは、溶接性やＨＡＺの靱性に対する悪影響が小さく、母材の強度や靱性を向上させる元素でもある。そのため、本実施形態では、Ｃｏの含有量は０．１％以上であってもよい。ただし、溶接性の悪化抑制や合金コストの上昇抑制の観点から、本実施形態では、Ｃｏの含有量は１．０％以下である。Ｃｏの含有量は、好ましくは０．５％以下である。
(Co: 0% or more, 1.0% or less)
Co is an element that may be mixed into the steel sheet as an impurity from scrap or the like. However, the lower limit of the Co content is not limited and may be 0%. In addition, Co has little adverse effect on weldability and HAZ toughness, and is also an element that improves the strength and toughness of the base metal. Therefore, in the present embodiment, the Co content may be 0.1% or more. However, in the present embodiment, the Co content is 1.0% or less from the viewpoint of suppressing deterioration of weldability and suppressing increase in alloy cost. The Co content is preferably 0.5% or less.
（Ｎｂ：０％以上、０．１０％以下）
Ｎｂは、スクラップ等から不純物として鋼板に混入する場合がある元素である。しかし、Ｎｂの含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。また、Ｎｂは、母材の強度及び靱性を向上させる元素でもある。そのため、本実施形態では、Ｎｂの含有量は０．００５％以上であってもよい。ただし、大入熱ＨＡＺの靱性や溶接性の劣化抑制の観点から、Ｎｂの含有量は０．１０％以下である。Ｎｂの含有量は、好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは０．０３％以下である。
(Nb: 0% or more, 0.10% or less)
Nb is an element that may be mixed into the steel sheet as an impurity from scrap or the like. However, the lower limit of the Nb content is not limited and may be 0%. Nb is also an element that improves the strength and toughness of the base metal. Therefore, in the present embodiment, the Nb content may be 0.005% or more. However, the Nb content is 0.10% or less from the viewpoint of suppressing deterioration of the toughness and weldability of the large heat input HAZ. The content of Nb is preferably 0.05% or less, more preferably 0.03% or less.
（Ｖ：０％以上、０．１０％以下）
Ｖは、スクラップ等から不純物として鋼板に混入する場合がある元素である。しかし、Ｖの含有量の下限値は限定されず、０％であってもよい。また、Ｖは、母材の強度を向上させる元素である。そのため、本実施形態では、Ｖの含有量は０．００５％以上であってもよい。ただし、大入熱ＨＡＺの靱性や溶接性の劣化抑制、合金コストの上昇抑制の観点から、Ｖの含有量は、０．１０％以下である。Ｖの含有量は、好ましくは０．０８％以下であり、より好ましくは０．０６％以下である。
(V: 0% or more, 0.10% or less)
V is an element that may be mixed into the steel sheet as an impurity from scrap or the like. However, the lower limit of the V content is not limited and may be 0%. Further, V is an element that improves the strength of the base material. Therefore, in this embodiment, the V content may be 0.005% or more. However, the V content is 0.10% or less from the viewpoint of suppressing deterioration of the toughness and weldability of the large heat-affected HAZ and suppressing an increase in alloy cost. The V content is preferably 0.08% or less, more preferably 0.06% or less.
さらに、本実施形態に係る鋼板は、介在物の形態を制御するため、必要に応じて、下記に示す選択元素Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒの１種又は２種以上を含有することができる。 Further, the steel sheet according to the present embodiment may contain one or more of the selective elements Ca, Mg, REM, and Zr shown below, if necessary, in order to control the form of inclusions.
（Ｃａ：０％以上、０．００５％以下）
Ｃａは、酸化物や硫化物、酸硫化物を形成して粗大介在物の生成を抑制し、母材及びＨＡＺの靱性を高める元素である。そのため、本実施形態では、Ｃａの含有量は０．０００１％以上であってもよい。ただし、脆性破壊の発生起点として作用するＣａ系介在物の増加を抑制するという観点から、本実施形態では、Ｃａの含有量は０．００５％以下である。Ｃａの含有量は、好ましくは０．００４％以下である。なお、Ｃａの含有量は０％であってもよい。
(Ca: 0% or more, 0.005% or less)
Ca is an element that forms oxides, sulfides, and acid sulfides to suppress the formation of coarse inclusions and enhance the toughness of the base metal and HAZ. Therefore, in the present embodiment, the Ca content may be 0.0001% or more. However, in the present embodiment, the Ca content is 0.005% or less from the viewpoint of suppressing the increase of Ca-based inclusions acting as the starting point of brittle fracture. The Ca content is preferably 0.004% or less. The Ca content may be 0%.
（Ｍｇ：０％以上、０．００５％以下）
Ｍｇは、Ｃａと同様に、酸化物や硫化物、酸硫化物を形成して粗大介在物の生成を抑制し、母材及びＨＡＺの靱性を高める元素である。そのため、本実施形態では、Ｍｇの含有量は０．０００１％以上であってもよい。ただし、脆性破壊の発生起点として作用するＭｇ系介在物の増加を抑制する観点から、Ｍｇの含有量は０．００５％以下である。Ｍｇの含有量は、好ましくは０．００３％以下である。なお、Ｍｇの含有量は０％であってもよい。
(Mg: 0% or more, 0.005% or less)
Similar to Ca, Mg is an element that forms oxides, sulfides, and acid sulfides to suppress the formation of coarse inclusions and enhance the toughness of the base metal and HAZ. Therefore, in the present embodiment, the Mg content may be 0.0001% or more. However, the Mg content is 0.005% or less from the viewpoint of suppressing an increase in Mg-based inclusions that act as a starting point for brittle fracture. The Mg content is preferably 0.003% or less. The Mg content may be 0%.
（ＲＥＭ：０％以上、０．００５％以下）
ＲＥＭ（希土類元素）とは、Ｓｃ、Ｙの２元素と、Ｌａ、ＣｅやＮｄなどのランタノイド１５元素の総称を意味する。本実施形態でいうＲＥＭとは、これら希土類元素から選択される１種以上で構成されるものであり、以下に説明するＲＥＭの含有量とは、希土類元素の含有量の合計である。
ＲＥＭは、ＣａやＭｇと同様に、酸化物や硫化物、酸硫化物を形成して粗大介在物の生成を抑制し、母材及びＨＡＺの靱性を高める元素である。そのため、本実施形態では、ＲＥＭの含有量は０．０００１％以上であってもよい。ただし、脆性破壊の発生起点として作用するＲＥＭ系介在物の増加を抑制するという観点から、ＲＥＭの含有量は０．００５％以下である。ＲＥＭの含有量は、好ましくは０．００３％以下である。なお、ＲＥＭの含有量は０％であってもよい。
(REM: 0% or more, 0.005% or less)
REM (rare earth element) is a general term for two elements, Sc and Y, and 15 lanthanoid elements such as La, Ce and Nd. The REM referred to in the present embodiment is composed of one or more kinds selected from these rare earth elements, and the REM content described below is the total content of the rare earth elements.
Like Ca and Mg, REM is an element that forms oxides, sulfides, and acid sulfides to suppress the formation of coarse inclusions and enhance the toughness of the base metal and HAZ. Therefore, in the present embodiment, the content of REM may be 0.0001% or more. However, the content of REM is 0.005% or less from the viewpoint of suppressing the increase of REM-based inclusions acting as the starting point of brittle fracture. The content of REM is preferably 0.003% or less. The content of REM may be 0%.
（Ｚｒ：０％以上、０．００５％以下）
Ｚｒは、ＣａやＭｇやＲＥＭと同様に、酸化物や硫化物や酸硫化物を形成して粗大介在物の生成を抑制し、母材及びＨＡＺの靱性を高める元素である。そのため、本実施形態では、Ｚｒの含有量は０．０００１％以上であってもよい。ただし、脆性破壊の発生起点として作用するＺｒ系介在物の増加を抑制するという観点から、Ｚｒの含有量は０．００５％以下である。Ｚｒの含有量は、好ましくは０．００３％以下である。なお、Ｚｒの含有量は０％であってもよい。
(Zr: 0% or more, 0.005% or less)
Like Ca, Mg and REM, Zr is an element that forms oxides, sulfides and acid sulfides to suppress the formation of coarse inclusions and enhance the toughness of the base metal and HAZ. Therefore, in the present embodiment, the Zr content may be 0.0001% or more. However, the content of Zr is 0.005% or less from the viewpoint of suppressing the increase of Zr-based inclusions acting as the starting point of brittle fracture. The Zr content is preferably 0.003% or less. The Zr content may be 0%.
次に、本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板の金属組織を説明する。 Next, the metal structure of the high-strength steel sheet for large heat input welding according to this embodiment will be described.
（低温変態相の体積率：７０％以上）
本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板の金属組織は、強度を確保するために、体積率で７０％以上の低温変態相を有する。低温変態相は、鋼を加熱後、冷却時に低温での相変態によって生成する金属組織であり、後述するベイナイト及びマルテンサイトの総称である。強度を高めるという観点から、低温変態相の体積率は、好ましくは７５％以上であり、より好ましくは８０％以上である。ただし、低温変態相の体積率が多くなると、相対的にＭＡに含まれるオーステナイトの体積率が減少する。ＨＡＺ靭性の低下の抑制に寄与するＭＡに含まれるオーステナイトを確保するという観点から、低温変態相の体積率は、好ましくは９０％以下である。定量金属組織学によれば、金属組織の体積率（％）は面積率（％）と等しい数値となる。したがって、本実施形態では、低温変態相の体積率は、光学顕微鏡を用いて公知の方法で測定された低温変態相の面積率である。
(Volume fraction of low temperature transformation phase: 70% or more)
The metal structure of the high-strength steel plate for high heat input welding according to the present embodiment has a low temperature transformation phase of 70% or more in volume fraction in order to secure the strength. The low-temperature transformation phase is a metallographic structure formed by phase transformation at a low temperature during cooling after heating steel, and is a general term for bainite and martensite, which will be described later. From the viewpoint of increasing the strength, the volume fraction of the low temperature transformation phase is preferably 75% or more, more preferably 80% or more. However, as the volume fraction of the low temperature transformation phase increases, the volume fraction of austenite contained in MA decreases relatively. From the viewpoint of securing austenite contained in MA, which contributes to suppressing the decrease in HAZ toughness, the volume fraction of the low temperature transformation phase is preferably 90% or less. According to quantitative metallography, the volume fraction (%) of the metallographic structure is equal to the area fraction (%). Therefore, in the present embodiment, the volume fraction of the low temperature transformation phase is the area fraction of the low temperature transformation phase measured by a known method using an optical microscope.
低温変態相の体積率（つまり、面積率）は、板厚方向の断面を観察面とし、表面から板厚の１／４の部位の金属組織を光学顕微鏡で観察して測定される。低温変態相の面積は、以下の手順で、フェライト及びパーライトを除外した部分の面積からＭＡの面積を差し引いて求められる。観察面は、金属組織を現出させるために、機械研磨が施され、湿式のバフ研磨で鏡面仕上された後、ナイタールによるエッチングが施される。光学顕微鏡による観察は４００倍に拡大して行われ、撮影された５視野の写真を用いてフェライト及びパーライトを除外した部分の面積が測定される。次に、再研磨及びレペラーエッチングが施された試料の光学顕微鏡写真を用いてＭＡの面積が測定される。ＭＡの面積は、フェライト及びパーライトを除外した部分の面積の測定を行った視野と同一の視野の写真を用いて測定される。低温変態相の面積率は、観察を行った視野の面積で低温変態相の面積を除して、得られた数値を百分率で表したものである。 The volume fraction (that is, the area fraction) of the low-temperature transformation phase is measured by observing the metal structure of a portion 1/4 of the plate thickness from the surface with an optical microscope, with the cross section in the plate thickness direction as the observation surface. The area of the low temperature transformation phase is obtained by subtracting the area of MA from the area of the portion excluding ferrite and pearlite by the following procedure. The observation surface is mechanically polished to reveal the metallographic structure, mirror-finished by wet buffing, and then etched with nital. Observation with an optical microscope is performed at a magnification of 400 times, and the area of the portion excluding ferrite and pearlite is measured using a photograph of five fields of view taken. Next, the area of MA is measured using an optical micrograph of the sample that has been regrinded and repelled. The area of MA is measured using a photograph of the same field of view as the field of view in which the area of the portion excluding ferrite and pearlite is measured. The area ratio of the low-temperature transformation phase is obtained by dividing the area of the low-temperature transformation phase by the area of the field of view in which the observation was performed, and expressing the obtained numerical value as a percentage.
低温変態相は、ラス状の組織であるベイナイト及びマルテンサイトの総称であり、焼戻しベイナイト及び焼戻しマルテンサイトを含む。なお、ベイナイトには、ラス状のベイニティックフェライトの界面にセメンタイト、ＭＡの一方または両方が存在する組織、ベイニティックフェライトの内部にセメンタイトが点列状に配列する下部ベイナイト、さらに、ベイニティックフェライトの合体によってその見かけ上の形態がラス状から粒状に変化した組織が含まれる。マルテンサイトは、焼入れままのフレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトが含まれる。本実施形態では、低温変態相は、フェライト、パーライト、ＭＡを除外した金属組織となり、ＭＡのマルテンサイトは低温変態相には含まれない。 The low temperature transformation phase is a general term for bainite and martensite, which are lath-like structures, and includes tempered bainite and tempered martensite. The bainite includes cementite at the interface of the lath-shaped bainite ferrite, a structure in which one or both of MA are present, a lower bainite in which cementite is arranged in a dotted line inside the bainite ferrite, and further bainite. It contains a structure in which its apparent morphology has changed from lath to granular due to the coalescence of tick ferrite. Martensite includes as-quenched fresh martensite and tempered martensite. In the present embodiment, the low temperature transformation phase has a metal structure excluding ferrite, pearlite, and MA, and martensite of MA is not included in the low temperature transformation phase.
（オーステナイトの体積率：２％以上）
本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板の金属組織は、ＨＡＺ靭性を確保するために、体積率で２％以上のオーステナイトを有する。靭性を高めるという観点から、オーステナイトの体積率は、好ましくは４％以上である。一方、母材の引張強度を確保するという観点から、オーステナイトの体積率は、好ましくは８％以下である。オーステナイトの体積率は、Ｘ線回折法によって測定される。
(Volume fraction of austenite: 2% or more)
The metallographic structure of the high-strength steel plate for high heat-affected welding according to the present embodiment has austenite having a volume fraction of 2% or more in order to secure HAZ toughness. From the viewpoint of increasing toughness, the volume fraction of austenite is preferably 4% or more. On the other hand, from the viewpoint of ensuring the tensile strength of the base metal, the volume fraction of austenite is preferably 8% or less. The volume fraction of austenite is measured by X-ray diffraction.
Ｘ線を用いるオーステナイトの体積率の測定は次のようにして行われる。鋼板から採取された試料は、表面から板厚方向に１／４の位置まで機械研磨される。測定面は、鋼板の表面に平行な、板厚の１／４の位置の面であり、化学研磨が施される。オーステナイトの体積率は、測定面に対して、特性Ｘ線としてＭｏＫα線を用いるＸ線回折法により測定される。そして、残留オーステナイトの体積率、体心立方格子（ｂｃｃ）相の（２００）、（２１１）、及び、面心立方格子（ｆｃｃ）相の（２００）、（２２０）、（３１１）の回折ピークの積分強度比から、以下の式を用いて算出される。 The volume fraction of austenite using X-rays is measured as follows. The sample collected from the steel plate is mechanically polished from the surface to a position of 1/4 in the plate thickness direction. The measurement surface is a surface parallel to the surface of the steel sheet and at a position of 1/4 of the plate thickness, and is chemically polished. The volume fraction of austenite is measured by an X-ray diffraction method using MoKα rays as characteristic X-rays with respect to the measurement surface. Then, the volume fraction of retained austenite, the diffraction peaks of (200), (211) of the body-centered cubic lattice (bcc) phase, and (200), (220), (311) of the face-centered cubic lattice (fcc) phase. It is calculated using the following formula from the integrated intensity ratio of.
Ｖγ＝１００／（１＋（（Ｉα×Ｒγ）／（Ｉγ×Ｒα）））
ここで、Ｖγはオーステナイトの体積率（％）、Ｒαはαの結晶学的理論計算値、Ｉγはγの積分強度、Ｒγはγの結晶学的理論計算値、である。
V γ = 100 / (1+ ((I α × R γ ) / (I γ × R α )))
Here, V γ is the volume fraction (%) of austenite, R α is the crystallographic theoretically calculated value of α, I γ is the integrated intensity of γ , and R γ is the crystallographic theoretically calculated value of γ.
本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板の金属組織の、低温変態相及びオーステナイト以外の残部は、フェライト、パーライト、ＭＡのマルテンサイトの１種以上である。また、パーライトには、非ラメラ構造である疑似パーライトが含まれる。低温変態相と残部との判別は、上述の光学顕微鏡による低温変態相の面積率の測定の際に行われる。 The rest of the metal structure of the high-strength steel plate for high heat input welding according to the present embodiment other than the low temperature transformation phase and austenite is one or more of ferrite, pearlite, and MA martensite. Further, the pearlite includes pseudo pearlite having a non-lamellar structure. The discrimination between the low temperature transformation phase and the balance is performed when the area ratio of the low temperature transformation phase is measured by the above-mentioned optical microscope.
本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板は、高強度で厚手の厚鋼板が必要とされる用途に好適である。本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板は、特に、溶接施工能率の高い大入熱溶接が施される際のＨＡＺ靭性に対する要求レベルが高い用途に好適である。具体的には、本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板は、建築鉄骨用の四面ボックス柱など、ダイヤフラム溶接ＨＡＺ（エレクトロスラグ溶接ＨＡＺ）の靱性が要求される高強度厚鋼板に好適である。 The high-strength steel sheet for large heat input welding according to this embodiment is suitable for applications that require a high-strength and thick thick steel sheet. The high-strength steel plate for high heat input welding according to the present embodiment is particularly suitable for applications in which the required level for HAZ toughness is high when high heat input welding with high welding efficiency is performed. Specifically, the high-strength steel plate for large heat-affected welding according to the present embodiment is suitable for a high-strength thick steel plate that requires the toughness of diaphragm welding HAZ (electroslag welding HAZ), such as a four-sided box column for a building steel frame. Is.
建築物の大型化、建造の高能率化、要求される安全性の向上に伴い、溶接構造物用の厚鋼板に対する要求が高度化している。そのため、本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板において、強度の観点から、板厚は４０ｍｍ以上、１００ｍｍ以下、降伏強度は６３０ＭＰａ以上であることが好ましい。また、耐震性の観点から、本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板の降伏比は８５％以下であることが好ましい。降伏比の下限は限定されず、例えば、降伏比は７０％以上であってもよい。さらに、建造の高能率化や耐震性の観点から、大入熱溶接部のＨＡＺにおけるシャルピー吸収エネルギー（試験温度０℃）の平均値は７０Ｊ以上であることが好ましい。なお、大入熱溶接とは、例えば、エレクトロスラグ溶接やサブマージアーク溶接が挙げられる。 With the increase in size of buildings, the efficiency of construction, and the improvement of required safety, the demand for thick steel sheets for welded structures is increasing. Therefore, in the high-strength steel sheet for high heat input welding according to the present embodiment, the plate thickness is preferably 40 mm or more and 100 mm or less, and the yield strength is preferably 630 MPa or more from the viewpoint of strength. Further, from the viewpoint of seismic resistance, the yield ratio of the high-strength steel sheet for large heat input welding according to this embodiment is preferably 85% or less. The lower limit of the yield ratio is not limited, and for example, the yield ratio may be 70% or more. Further, from the viewpoint of high construction efficiency and seismic resistance, the average value of Charpy absorption energy (test temperature 0 ° C.) in HAZ of the large heat-affected zone is preferably 70 J or more. The large heat input welding includes, for example, electroslag welding and submerged arc welding.
次に、本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板の製造方法を説明する。 Next, a method for manufacturing a high-strength steel sheet for large heat input welding according to this embodiment will be described.
本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板は、鋼を溶製し、鋳造して鋼片を製造し、得られた鋼片に熱間圧延を施して製造される。鋼片の製法は限定されず、公知の方法で製造すればよい。例えば、鋼片は、転炉、電気炉等の通常の精錬プロセスで溶製した後、連続鋳造法、造塊-分塊法等の公知の方法で製造される。鋼片は、熱間圧延を施された後、そのまま水冷等の制御冷却を施されるか、又は空冷された後、熱処理が施されることを要する。ただし、後述するように、鋼片は、好ましくは、鋳造後に冷却され、Ａｃ３以上の温度に再加熱されて、熱間圧延を施される。 The high-strength steel plate for high-intensity heat welding according to the present embodiment is manufactured by melting and casting steel to produce steel pieces, and hot-rolling the obtained steel pieces. The method for producing the steel piece is not limited, and the steel piece may be produced by a known method. For example, a steel piece is melted by a normal refining process such as a converter or an electric furnace, and then manufactured by a known method such as a continuous casting method or an ingot-dividing method. It is necessary that the steel pieces are hot-rolled and then subjected to controlled cooling such as water cooling as they are, or are air-cooled and then heat-treated. However, as will be described later, the steel pieces are preferably cooled after casting, reheated to a temperature of Ac 3 or higher, and hot-rolled.
以下、本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板の好ましい製造条件について説明する。 Hereinafter, preferable manufacturing conditions for the high-strength steel sheet for high heat input welding according to the present embodiment will be described.
上述した化学成分から構成され、連続鋳造法によって製造された厚み２００ｍｍ以上の鋼片は、一旦、４００℃以下に冷却される。その後、鋼片は、１０００℃以上、１２５０℃以下の温度域に加熱され、熱間圧延を施されて、各種の熱処理が施されて、板厚が４０ｍｍ以上、１００ｍｍ以下の鋼板が製造される。熱間圧延後の鋼板は、直接焼入れ処理（ＤＱ処理）が施されるか、又は、熱間圧延後、冷却して再加熱焼入れ処理（Ｑ処理）が施される。さらに、鋼板は、二相域再加熱焼入れ処理（Ｌ処理）、焼戻し処理（Ｔ処理）が施される。 A steel piece having a thickness of 200 mm or more, which is composed of the above-mentioned chemical components and is produced by a continuous casting method, is once cooled to 400 ° C. or lower. After that, the steel pieces are heated to a temperature range of 1000 ° C. or higher and 1250 ° C. or lower, hot-rolled, and subjected to various heat treatments to produce steel sheets having a plate thickness of 40 mm or more and 100 mm or less. .. The steel sheet after hot rolling is directly hardened (DQ treatment), or after hot rolling, it is cooled and reheated and hardened (Q treatment). Further, the steel sheet is subjected to a two-phase region reheat quenching treatment (L treatment) and a tempering treatment (T treatment).
連続鋳造後の鋼片は、４００℃以下に冷却されずにホットチャージで加熱炉に装入されると、鋳造時に生成した粗大なγ組織が加熱後の鋼片にも残存し、鋼板の組織が十分に微細化せず低温靱性が劣化する場合がある。そのため、連続鋳造後の鋼片は、一旦、４００℃以下まで冷却されることが好ましい。 When the steel pieces after continuous casting are charged into a heating furnace by hot charging without being cooled to 400 ° C. or lower, the coarse γ structure generated during casting remains in the steel pieces after heating, and the structure of the steel sheet. However, the low temperature toughness may deteriorate due to insufficient fineness. Therefore, it is preferable that the steel pieces after continuous casting are once cooled to 400 ° C. or lower.
鋼片の加熱温度は、鋳造後の鋼片に析出した炭化物や窒化物を溶体化し、熱間圧延における窒化物の形成を促進するために、好ましくは１０００℃以上である。特に、Ｂを含む場合、加熱された鋼片中のＮは、熱間圧延時にＡｌＮやＴｉＮを形成し、ＢＮの生成が抑制される。その結果、鋼板において、鋼の焼入れ性を向上させる固溶Ｂ及び粒成長を抑制するＡｌＮやＴｉＮが十分に確保される。一方、鋼片の加熱温度は、γ粒の粗大化を抑制して、熱間圧延後の金属組織を微細化させて、低温靱性の劣化を抑制するという観点から、１２５０℃以下であることが好ましい。加熱温度は、より好ましくは１２００℃以下である。 The heating temperature of the steel piece is preferably 1000 ° C. or higher in order to dissolve the carbides and nitrides precipitated in the steel piece after casting and promote the formation of the nitride in hot rolling. In particular, when B is contained, N in the heated steel piece forms AlN or TiN during hot rolling, and the formation of BN is suppressed. As a result, in the steel sheet, solid solution B that improves the hardenability of the steel and AlN and TiN that suppress the grain growth are sufficiently secured. On the other hand, the heating temperature of the steel piece is 1250 ° C. or lower from the viewpoint of suppressing the coarsening of γ grains, refining the metal structure after hot rolling, and suppressing the deterioration of low temperature toughness. preferable. The heating temperature is more preferably 1200 ° C. or lower.
なお、熱間圧延後に直接焼入れする場合は、熱間圧延の終了温度（仕上げ温度）は、オーステナイト（γ）単相域、すなわちフェライト変態が開始するＡｒ３変態点以上であることが好ましい。このとき、熱間圧延終了時に鋼板の表層部の温度がオーステナイト（γ）／フェライト（α）の二相域であっても、板厚方向中心部の温度がγ単相域であれば問題はない。熱間圧延の終了温度は、７５０℃以上であってもよい。熱間圧延の終了温度は、金属組織の微細化とういう観点から、好ましくは９００℃以下である。Ａｒ３変態点（℃）は下記（４）式によって求めることができる。 In the case of direct quenching after hot rolling, the end temperature (finishing temperature) of hot rolling is preferably the austenite (γ) single phase region, that is, the Ar 3 transformation point or higher at which the ferrite transformation starts. At this time, even if the temperature of the surface layer of the steel sheet is in the two-phase region of austenite (γ) / ferrite (α) at the end of hot rolling, there is no problem if the temperature of the central portion in the plate thickness direction is in the γ single-phase region. Absent. The end temperature of hot rolling may be 750 ° C. or higher. The end temperature of hot rolling is preferably 900 ° C. or lower from the viewpoint of miniaturization of the metal structure. The Ar 3 transformation point (° C.) can be obtained by the following equation (4).
Ａｒ３変態点＝８６８−３９６×Ｃ＋２４．６×Ｓｉ−６８．１×Ｍｎ−３６．１×Ｎｉ−２０．７×Ｃｕ−２４．８×Ｃｒ＋２９．１×Ｍｏ ・・・（４）
ここで、上記（４）式中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏは質量％で表した各元素の鋼板中の含有量であり、含有しない元素の項には０を代入する。
Ar 3 transformation point = 868-396 × C + 24.6 × Si-68.1 × Mn-36.1 × Ni-20.7 × Cu-24.8 × Cr + 29.1 × Mo ... (4)
Here, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, and Mo in the above equation (4) are the contents of each element expressed in mass% in the steel sheet, and 0 is substituted for the term of the element not contained. To do.
さらに、熱間圧延後に直接焼入れ処理が施される場合は、熱間圧延をγ単相域で終え、母材の材質を調整するために、引き続き、水冷が施される。一方、熱間圧延後に空冷される場合、鋼板は、γ単相域への再加熱とこれに続く焼入れ（γ再加熱焼入れ処理）が施される。熱間圧延後に直接焼入れを施し、更にγ再加熱焼入れ処理を施してもよい。これらの直接焼入れ処理及びγ再加熱焼入れ処理の一方又は両方が施された鋼板は、降伏比を低下させるために、オーステナイトとフェライトの二相域に再加熱して水冷する二相域再加熱焼入れ処理が施される。ここで二相域とはＡｃ１変態点以上、Ａｃ３変態点未満の温度域である。 Further, when the direct quenching treatment is performed after the hot rolling, the hot rolling is finished in the γ single-phase region, and water cooling is continuously performed in order to adjust the material of the base metal. On the other hand, when the steel sheet is air-cooled after hot rolling, the steel sheet is subjected to reheating to the γ single-phase region and subsequent quenching (γ reheating quenching treatment). After hot rolling, direct quenching may be performed, and further γ reheat quenching treatment may be performed. Steel sheets that have undergone one or both of these direct quenching treatments and γ reheating quenching treatments are reheated to a two-phase region of austenite and ferrite and water-cooled in order to reduce the yield ratio. Processing is applied. Here, the two-phase region is a temperature region above the Ac 1 transformation point and below the Ac 3 transformation point.
本実施形態において、二相域再加熱焼入れ処理（γ／α再加熱焼入れ）は、Ｃの濃度が高いオーステナイトを局所的に形成させる重要な熱処理である。二相域再加熱焼入れ処理は、オーステナイトの体積率を確保し、降伏比を低下させ、ＨＡＺ靭性を向上させるために、加熱温度及び保持時間が制御される。二相域再加熱焼入れ処理の加熱温度は、オーステナイトの体積率を確保するという観点から、（Ａｃ１＋３０℃）以上である。二相域再加熱焼入れ処理の加熱温度は、好ましくは（Ａｃ１＋４０℃）以上である。一方、二相域再加熱焼入れ処理の加熱温度は、Ａｃ３変態点以上になるとγ再加熱焼入れ処理を繰り返すことになるため、Ａｃ３変態点未満である。また、二相域再加熱焼入れ処理の加熱温度が高すぎると、オーステナイトが増加してＣ濃度を十分に高めることが困難になる。したがって、二相域再加熱焼入れ処理の加熱温度は、Ａｃ３変態点未満、かつ、（Ａｃ１＋１２０℃）以下である。二相域再加熱焼入れ処理の加熱温度は、Ａｃ３変態点未満、かつ、好ましくは（Ａｃ１＋１００℃）以下であり、より好ましくは（Ａｃ１＋９０℃）以下である。 In the present embodiment, the two-phase region reheating quenching treatment (γ / α reheating quenching) is an important heat treatment for locally forming austenite having a high concentration of C. In the two-phase region reheat quenching treatment, the heating temperature and the holding time are controlled in order to secure the volume fraction of austenite, reduce the yield ratio, and improve the HAZ toughness. The heating temperature of the two-phase region reheating quenching treatment is (Ac 1 + 30 ° C.) or higher from the viewpoint of ensuring the volume fraction of austenite. The heating temperature of the two-phase region reheating quenching treatment is preferably (Ac 1 + 40 ° C.) or higher. On the other hand, the heating temperature of the two-phase region reheating quenching treatment is less than the Ac 3 transformation point because the γ reheating quenching treatment is repeated when the ac 3 transformation point or higher is reached. Further, if the heating temperature of the two-phase region reheating quenching treatment is too high, austenite increases and it becomes difficult to sufficiently increase the C concentration. Therefore, the heating temperature of the two-phase region reheating quenching treatment is less than the Ac 3 transformation point and (Ac 1 + 120 ° C.) or less. The heating temperature of the two-phase region reheating quenching treatment is less than the Ac 3 transformation point, preferably (Ac 1 + 100 ° C.) or less, and more preferably (Ac 1 + 90 ° C.) or less.
二相域再加熱焼入れ処理の加熱温度での保持時間は、オーステナイトにＣを濃化させ、安定化したオーステナイトを確保するという観点から、１０分以上とする。一方、炭化物の析出を抑制し、強度を確保するために、保持時間は６０分以下とする。また、冷却時の炭化物の析出を抑制し、安定化したオーステナイトを確保するという観点から、二相域再加熱焼入れ処理の冷却は水冷とする。 The holding time of the two-phase region reheating quenching treatment at the heating temperature is 10 minutes or more from the viewpoint of concentrating C in austenite and ensuring stable austenite. On the other hand, the holding time is set to 60 minutes or less in order to suppress the precipitation of carbides and secure the strength. Further, from the viewpoint of suppressing the precipitation of carbides during cooling and ensuring stable austenite, the cooling of the two-phase region reheating quenching treatment is water cooling.
さらに、鋼板の強度、降伏比、靱性を最終的に調整するために、好ましくは、鋼板は、焼戻し処理が施される。焼戻し処理の加熱温度は、靭性を向上させるという観点から、１００℃以上である。焼戻し処理の加熱温度は、好ましくは４００℃以上である。一方、焼戻し処理の加熱温度は、強度を確保するという観点から、６００℃以下である。また、焼戻し処理の加熱温度での保持時間は、所望の強度、靱性を確保できればよく、限定する必要はないが、概ね６０ｍｉｎ程度とすることが好ましい。 Further, in order to finally adjust the strength, yield ratio and toughness of the steel sheet, the steel sheet is preferably tempered. The heating temperature of the tempering treatment is 100 ° C. or higher from the viewpoint of improving toughness. The heating temperature of the tempering treatment is preferably 400 ° C. or higher. On the other hand, the heating temperature of the tempering treatment is 600 ° C. or lower from the viewpoint of ensuring the strength. Further, the holding time of the tempering treatment at the heating temperature is not limited as long as the desired strength and toughness can be secured, but it is preferably about 60 min.
ここで、上述した熱間圧延の仕上げ温度、γ再加熱焼入れ処理の加熱温度（γ再加熱焼入れ温度）、二相域再加熱焼入れ処理の加熱温度（γ／α再加熱焼入れ温度）、および焼戻し温度はすべて、板厚方向中心部での温度を指す。板厚方向中心部の温度は、放射温度計で測定した鋼板表面の温度から、伝熱計算によって求めることができる。 Here, the finishing temperature of the hot rolling described above, the heating temperature of the γ reheating quenching treatment (γ reheating quenching temperature), the heating temperature of the two-phase region reheating quenching treatment (γ / α reheating quenching temperature), and the tempering All temperatures refer to the temperature at the center in the thickness direction. The temperature of the central portion in the plate thickness direction can be obtained by heat transfer calculation from the temperature of the steel plate surface measured by a radiation thermometer.
以上の製法によって本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板を製造することができる。 By the above manufacturing method, the high-strength steel sheet for large heat input welding according to the present embodiment can be manufactured.
本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板は、エレクトロスラグ溶接やサブマージアーク溶接など、溶接入熱量が５０ｋＪ／ｍｍを超えるような大入熱溶接が施されても、良好なＨＡＺ靭性が確保される。 The high-strength steel plate for large heat input welding according to the present embodiment has good HAZ toughness even if large heat input welding such as electroslag welding or submerged arc welding is performed so that the welding heat input exceeds 50 kJ / mm. Secured.
また、本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板は、好ましくは、降伏強度が６３０ＭＰａ以上、大入熱溶接部（例えば、エレクトロスラグ溶接部）のＨＡＺにおけるシャルピー吸収エネルギー（試験温度０℃）の平均値が７０Ｊ以上である。そのため、本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板は建築鉄骨に好適であり、本実施形態に係る大入熱溶接用高強度鋼板によって、建築物の高層化や大スパン化の進行を促進させることができ、さらに建設効率及び耐震安全性の向上を図ることができる。 Further, the high-strength steel plate for high heat-immersed welding according to the present embodiment preferably has a yield strength of 630 MPa or more and Charpy absorption energy (test temperature 0 ° C.) in HAZ of a large heat-affected zone (for example, an electroslag weld). ) Is 70J or more. Therefore, the high-strength steel plate for large heat input welding according to the present embodiment is suitable for a building steel frame, and the high-strength steel plate for high heat input welding according to the present embodiment promotes high-rise buildings and large spans. It can be promoted, and the construction efficiency and seismic safety can be improved.
以下に本発明の実施例を示す。ただし、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。 Examples of the present invention are shown below. However, the examples shown below are examples of the present invention, and the present invention is not limited to the examples described below.
転炉による鋼の溶製、連続鋳造によって製造された鋼片の厚さは３００ｍｍである。なお、鋼片は、連続鋳造後室温まで冷却されており、１０００℃以上、１２００℃以下の温度範囲内に再加熱され、熱間圧延が施された。なお、熱間圧延の仕上げ温度は、７５０℃以上、９００℃以下である。熱間圧延後の鋼板に直接焼入れが施される場合は、熱間圧延の仕上げ温度は、γ単相域（Ａｒ３変態点以上）である。 The thickness of the steel pieces produced by melting and continuous casting of steel by a converter is 300 mm. The steel pieces were cooled to room temperature after continuous casting, reheated within a temperature range of 1000 ° C. or higher and 1200 ° C. or lower, and hot-rolled. The finishing temperature of hot rolling is 750 ° C. or higher and 900 ° C. or lower. When the steel sheet after hot rolling is directly hardened, the finishing temperature of hot rolling is in the γ single-phase region (Ar 3 transformation point or higher).
次に、熱間圧延後の鋼板は、表３及び表４に示す条件にて熱処理が施された。表３及び表４において、「γ再加熱焼入れ温度」とは、熱間圧延後に空冷された鋼板に、γ単相域まで再加熱して焼入れを施すγ再加熱焼入れ処理が施された場合の加熱温度である。一方、「γ／α再加熱焼入れ温度」とは、熱間圧延後に直接焼入れまたはγ再加熱焼入れ処理が施され、更に、γ／α再加熱焼入れ処理が施された場合の加熱温度である。γ再加熱焼入れ処理及びγ／α再加熱焼入れ処理の冷却は水冷である。「γ再加熱焼入れ温度」の欄が空欄の場合は、熱間圧延後に直接焼入れ処理が施され、更に、二相域再加熱焼入れ処理が施されたことを表す。 Next, the steel sheet after hot rolling was heat-treated under the conditions shown in Tables 3 and 4. In Tables 3 and 4, the "γ reheating quenching temperature" refers to the case where a steel sheet air-cooled after hot rolling is subjected to a γ reheating quenching treatment in which the steel sheet is reheated to the γ single phase region and quenched. The heating temperature. On the other hand, the "γ / α reheating quenching temperature" is the heating temperature when direct quenching or γ reheating quenching treatment is performed after hot rolling, and further, γ / α reheating quenching treatment is performed. The cooling of the γ reheat quenching treatment and the γ / α reheat quenching treatment is water cooling. When the column of "γ reheating quenching temperature" is blank, it means that the direct quenching treatment was performed after hot rolling, and further, the two-phase region reheating quenching treatment was performed.
このようにして製造された厚鋼板から試料が採取され、化学分析が行われた。各厚鋼板の化学成分は表１及び表２に示されており、板厚は表５及び６に示されている。なお、表１及び表２に示されている炭素当量ＣｅｑＷＥＳは、下記（１）式により求められた。 Samples were taken from the thick steel plates produced in this way and chemically analyzed. The chemical composition of each thick steel sheet is shown in Tables 1 and 2, and the sheet thickness is shown in Tables 5 and 6. The carbon equivalent CeqWES shown in Tables 1 and 2 was calculated by the following formula (1).
ＣｅｑＷＥＳ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ ・・・（１）
ここで、上記式（１）中のＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは質量％で表した各元素の鋼板中の含有量であり、含有しない元素の項には０を代入した。
CeqWES (%) = C + Mn / 6 + Si / 24 + Ni / 40 + Cr / 5 + Mo / 4 + V / 14 ... (1)
Here, C, Mn, Si, Ni, Cr, Mo, and V in the above formula (1) are the contents of each element represented by mass% in the steel sheet, and 0 is substituted for the term of the element not contained. did.
＜母材の金属組織＞
上述のように、金属組織の体積率は面積率（％）と等しい数値となる。低温変態相の体積率は、板厚方向の断面を観察面とし、表面から板厚の１／４の部位の金属組織を光学顕微鏡によって観察し、測定された。低温変態相の面積率は、フェライト、パーライト、ＭＡを除外した部分の面積から算出される。フェライト及びパーライトを除外した部分の面積は、鏡面仕上した試料にナイタールによるエッチングを施し、光学顕微鏡によって撮影された、拡大率が４００倍の５視野の写真を用いて測定される。ＭＡの面積の測定は、再研磨、レペラーによるエッチングが施された試料を用いて、フェライト及びパーライトを除外した部分の面積の測定と同様にして、同一の視野で行われた。また、鋼板の表面から板厚の１／４の位置が測定部位となる試料が採取され、上述のように、Ｘ線回折法によって、オーステナイトの体積率が測定された。
<Metal structure of base material>
As described above, the volume fraction of the metal structure is a numerical value equal to the area fraction (%). The volume fraction of the low-temperature transformation phase was measured by observing the metal structure of a portion 1/4 of the plate thickness from the surface with an optical microscope, with the cross section in the plate thickness direction as the observation surface. The area ratio of the low temperature transformation phase is calculated from the area of the portion excluding ferrite, pearlite and MA. The area of the portion excluding ferrite and pearlite is measured by etching a mirror-finished sample with nital and using a five-field photograph with a magnification of 400 times taken by an optical microscope. The measurement of the area of MA was carried out in the same field of view in the same manner as the measurement of the area of the portion excluding ferrite and pearlite using the sample subjected to re-polishing and etching by the repeller. In addition, a sample whose measurement site was 1/4 of the plate thickness was taken from the surface of the steel sheet, and the volume fraction of austenite was measured by the X-ray diffraction method as described above.
＜母材の機械的性質＞
母材の機械特性の評価、すなわち、引張試験及びシャルピー衝撃試験に用いた試験片は、厚鋼板の板厚の１／４の位置から採取された。
引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠し、２本の試験片を用いて室温で行われた。ＹＳ（０．２％降伏強度）及びＴＳ（引張強度）は、それぞれ２本の試験片の平均値である。ＹＲ（降伏比）は、ＴＳに対するＹＳの割合であり、百分率、すなわち、１００×（ＹＳ／ＴＳ）で表される。ＹＲ（降伏比）の単位は％である。
シャルピー衝撃試験では、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２０１８に準拠し、３本のＶノッチ試験片を用いて行われ、吸収エネルギーが測定された。試験温度は０℃である。母材の吸収エネルギー（ＫＶ２（０℃））は、このようにして測定された３本の試験片の吸収エネルギーの平均値（相加平均）である。
<Mechanical properties of base material>
The test pieces used for the evaluation of the mechanical properties of the base material, that is, the tensile test and the Charpy impact test, were taken from the position of 1/4 of the plate thickness of the thick steel plate.
The tensile test was performed at room temperature using two test pieces in accordance with JIS Z 2241: 2011. YS (0.2% yield strength) and TS (tensile strength) are the average values of the two test pieces, respectively. YR (yield ratio) is the ratio of YS to TS and is expressed as a percentage, that is, 100 × (YS / TS). The unit of YR (yield ratio) is%.
The Charpy impact test was performed in accordance with JIS Z 2242: 2018 using three V-notch test pieces, and the absorbed energy was measured. The test temperature is 0 ° C. The absorbed energy of the base material (KV 2 (0 ° C.)) is the average value (arithmetic mean) of the absorbed energies of the three test pieces measured in this way.
＜溶接継手のＨＡＺ靭性＞
溶接継手のＨＡＺ靭性の評価は、エレクトロスラグ溶接法（ＥＳＷ）によって作製された各厚鋼板の溶接継手を用いて行われた。
エレクトロスラグ溶接法（ＥＳＷ）によって、図１に例示されるＴ字継手が作製された。溶接は１パスで行われ、溶接入熱量が７０ｋＪ／ｍｍ以上、１５０ｋＪ／ｍｍ以下である大入熱溶接が適用された。入熱量は、図１に示すＴ字継手の溶接全長における入熱量の平均値である。
<HAZ toughness of welded joints>
The HAZ toughness of the welded joint was evaluated using the welded joint of each thick steel plate manufactured by electroslag welding (ESW).
The electroslag welding method (ESW) produced the T-joint illustrated in FIG. Welding was performed in one pass, and large heat input welding with a welding heat input amount of 70 kJ / mm or more and 150 kJ / mm or less was applied. The heat input amount is an average value of the heat input amount in the entire welding length of the T-shaped joint shown in FIG.
図１のＴ字継手は、ＥＳＷによって次のようにして作製される。まず、厚鋼板からなるスキンプレート１に対して間隙をあけてＴ字状に、厚鋼板からなるダイヤフラム２が配置される。次に、ダイヤフラム２に沿わせて、スキンプレート１の長手方向から前記間隙を挟むように、裏当金３、４が配置される。この裏当金３、４により、溶接時の溶融スラグ及び溶融金属が溶接部から流れ出ないように、前記間隙が囲まれる。そして、この間隙の内部において、溶融したスラグ浴の中に溶接ワイヤが供給される。溶接ワイヤは、主として溶融スラグの抵抗熱によって溶融され、溶接金属部５が形成されることで、Ｔ字継手が作製される。 The T-shaped joint of FIG. 1 is manufactured by ESW as follows. First, the diaphragm 2 made of thick steel plate is arranged in a T shape with a gap with respect to the skin plate 1 made of thick steel plate. Next, the back pads 3 and 4 are arranged along the diaphragm 2 so as to sandwich the gap from the longitudinal direction of the skin plate 1. The backing metal 3 and 4 surround the gap so that the molten slag and the molten metal during welding do not flow out from the welded portion. Then, inside this gap, the welding wire is supplied into the molten slag bath. The weld wire is mainly melted by the resistance heat of the molten slag, and the weld metal portion 5 is formed to form a T-shaped joint.
このＴ字継手の溶接部において、ダイヤフラム２の板厚中心線に沿ってシャルピー衝撃試験用の試験片７が採取された。具体的には、図１に示すように、溶接金属部５から溶解融線（ＦＬ）を超えてスキンプレート１側の溶接熱影響部（ＨＡＺ）６を通過してスキンプレート１の内部側に至る部位から試験片７が採取された。図１には、ノッチの位置がＦＬから１ｍｍであるシャルピー試験片の採取位置が示されている。また、図示されていないが、ノッチの位置がＦＬであるシャルピー試験片も採取された。スキンプレート１及びダイヤフラム２は同鋼種であり、両者の板厚も同一である。 At the welded portion of this T-shaped joint, a test piece 7 for a Charpy impact test was taken along the plate thickness center line of the diaphragm 2. Specifically, as shown in FIG. 1, from the weld metal portion 5, the weld metal portion 5 passes through the weld heat affected zone (HAZ) 6 on the skin plate 1 side beyond the melt fusion wire (FL) to the inside side of the skin plate 1. Test pieces 7 were collected from all parts. FIG. 1 shows the sampling position of the Charpy test piece whose notch position is 1 mm from FL. In addition, although not shown, a Charpy test piece having a notch position of FL was also collected. The skin plate 1 and the diaphragm 2 are of the same steel type, and both have the same plate thickness.
このようにして作製された試験片７は、溶解融線（ＦＬ）から１ｍｍ離れたＨＡＺ部分にノッチを入れたＶノッチ試験片、及び、ＦＬ上にノッチを入れたＶノッチ試験片であり、これらを用いた試験結果は、表５及び表６において、それぞれ、「ＦＬ＋１ｍｍ」及び「ＦＬ」と示される。各Ｖノッチ試験片を用いて、０℃と−２０℃で、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠してシャルピー衝撃試験が行われた。一つのノッチ位置と一つの試験温度について、それぞれ３本のＶノッチ試験片用いてシャルピー衝撃試験が行われ、各条件における吸収エネルギーの平均値（相加平均）が評価結果として採用された。 The test piece 7 produced in this manner is a V-notch test piece having a notch in the HAZ portion 1 mm away from the melt fusion wire (FL), and a V-notch test piece having a notch on the FL. The test results using these are shown as "FL + 1 mm" and "FL" in Tables 5 and 6, respectively. Charpy impact tests were performed using each V-notch test piece at 0 ° C. and −20 ° C. in accordance with JIS Z 2242. A Charpy impact test was performed using three V-notch test pieces for each notch position and one test temperature, and the average value of absorbed energy (arithmetic mean) under each condition was adopted as the evaluation result.
表５及び表６には、厚鋼板の板厚、母材の機械的性質、エレクトロスラグ溶接における入熱量、エレクトロスラグ溶接継手のＨＡＺ靭性が示される。ＫＶ２（０℃）およびＫＶ２（−２０℃）は、それぞれ、０℃での吸収エネルギーおよび−２０℃での吸収エネルギーである。
なお、表５及び表６において、ノッチ位置をＦＬ上とした場合とノッチ位置をＦＬから１ｍｍ離れたＨＡＺ部分とした場合とで、０℃でのＨＡＺ靱性が１００Ｊ未満の場合には下線を引いた。
Tables 5 and 6 show the thickness of the thick steel plate, the mechanical properties of the base metal, the amount of heat input in electroslag welding, and the HAZ toughness of the electroslag welded joint. KV 2 (0 ° C.) and KV 2 (-20 ° C.) are the absorbed energy at 0 ° C. and the absorbed energy at −20 ° C., respectively.
In Tables 5 and 6, when the notch position is on the FL and the notch position is the HAZ portion 1 mm away from the FL, the HAZ toughness at 0 ° C. is underlined. It was.
表５に示すように、本発明鋼は、板厚が４０ｍｍ以上１００ｍｍ以下の鋼板において、６３０ＭＰａ以上の降伏強度（ＹＳ）と、８５％以下の降伏比（ＹＲ）とを有し、さらにＥＳＷ継手とした際、０℃で１００Ｊ以上の優れたＨＡＺ靱性を有する。また、本発明鋼では、試験温度−２０℃とした場合でも、２７Ｊ以上の非常に優れたＨＡＺ靱性を有する。 As shown in Table 5, the steel of the present invention has a yield strength (YS) of 630 MPa or more and a yield ratio (YR) of 85% or less in a steel sheet having a thickness of 40 mm or more and 100 mm or less, and further has an ESW joint. It has an excellent HAZ toughness of 100 J or more at 0 ° C. Further, the steel of the present invention has a very excellent HAZ toughness of 27 J or more even when the test temperature is −20 ° C.
一方、表６に示すように、従来鋼（比較鋼）Ｂ１〜Ｂ１６は化学成分が本発明の範囲から外れているため、母材の機械的性質、ＥＳＷ継手のＨＡＺ靭性が劣る。Ｂ１７及びＢ１８は二相域再加熱処理温度が本発明の範囲から外れているため、残留オーステナイトの量が少なく、ＨＡＺ靱性が劣る。Ｂ１９は二相域再加熱処理時間が本発明の範囲から外れているため、母材の機械的性質、ＥＳＷ継手のＨＡＺ靱性が劣る。 On the other hand, as shown in Table 6, since the chemical components of the conventional steels (comparative steels) B1 to B16 are out of the scope of the present invention, the mechanical properties of the base material and the HAZ toughness of the ESW joint are inferior. Since the two-phase region reheat treatment temperature of B17 and B18 is out of the range of the present invention, the amount of retained austenite is small and the HAZ toughness is inferior. Since the two-phase region reheat treatment time of B19 is out of the range of the present invention, the mechanical properties of the base metal and the HAZ toughness of the ESW joint are inferior.
符号Ｂ１はＣ量が少ないため、降伏強度が劣る。符号Ｂ２はＣ量が多く、符号Ｂ３、符号Ｂ４はＳｉ量が多く、符号Ｂ５はＭｎ量が多く、符号Ｂ６はＮｉ量が少ないために、ＨＡＺ靱性が劣る。符号Ｂ７はＰ量が多く、符号Ｂ８はＳ量が多く、符号Ｂ９はＡｌ量が多いために、ＨＡＺ靱性が劣る。符号Ｂ１０はＴｉ量が多く、符号Ｂ１１はＮ量が多く、符号Ｂ１２はＯ量が多すぎるために、ＨＡＺ靱性が劣る。符号Ｂ１３はＣｅｑＷＥＳが低く、降伏強度が低下しており、ＨＡＺ靭性も劣る。符号Ｂ１４はＣｅｑＷＥＳが高く、符号Ｂ１５、符号Ｂ１６はＭｎ／Ｎｉが高いため、ＨＡＺ靱性が劣る。符号Ｂ１７は二相域再加熱処理温度がＡｃ３変態点を超えており、符号Ｂ１８は二相域再加熱処理温度が低く、符号Ｂ１９は二相域再加熱処理の保持時間が短すぎるために、オーステナイトの量が少なく、降伏比が高く、ＨＡＺ靱性が劣る。 Since the amount of C is small in reference numeral B1, the yield strength is inferior. Reference numeral B2 has a large amount of C, reference numerals B3 and B4 have a large amount of Si, reference numeral B5 has a large amount of Mn, and reference numeral B6 has a small amount of Ni, so that the HAZ toughness is inferior. Reference numeral B7 has a large amount of P, reference numeral B8 has a large amount of S, and reference numeral B9 has a large amount of Al, so that the HAZ toughness is inferior. Reference numeral B10 has a large amount of Ti, reference numeral B11 has a large amount of N, and reference numeral B12 has an excessive amount of O, resulting in poor HAZ toughness. Reference numeral B13 has a low CeqWES, a low yield strength, and a poor HAZ toughness. Reference numeral B14 has a high CeqWES, and reference numerals B15 and B16 have a high Mn / Ni, so that the HAZ toughness is inferior. Reference numeral B17 is for the two-phase region reheat treatment temperature exceeding the Ac 3 transformation point, reference numeral B18 is for the two-phase region reheat treatment temperature being low, and reference numeral B19 is for the two-phase region reheat treatment holding time being too short. , The amount of austenite is small, the yield ratio is high, and the HAZ toughness is inferior.
１・・・スキンプレート
２・・・ダイヤフラム
３、４・・・裏当金
５・・・溶接金属部
６・・・溶接熱影響部（ＨＡＺ）
７・・・試験片
1 ... Skin plate 2 ... Diaphragm 3, 4 ... Backing metal 5 ... Welded metal part 6 ... Welding heat affected zone (HAZ)
7 ... Test piece
本発明は、鉄鋼業において製造される厚鋼板に適用される。また、本発明は、厚鋼板以外の鉄鋼製品、たとえば形鋼などの適用も可能である。本発明を適用した高強度で厚手の厚鋼板は、主に高層建築の鉄骨として使用され、特に、４枚のスキンプレートと内部に配置されたダイヤフラムで概略構成され四面ボックス柱の鉄骨として好適である。四面ボックス柱の各部材の接合では、溶接入熱の大きい、いわゆる大入熱溶接が行われる。例えば、ダイヤフラムをスキンプレートに取り付けるダイヤフラム溶接や、スキンプレートを組み立てる角溶接には、それぞれエレクトロスラグ溶接やサブマージアーク溶接などの高能率な大入熱溶接が適用される。また、本発明に係る大入熱溶接用高強度鋼板は、橋梁、造船、タンク、海洋構造物、ラインパイプなどの溶接構造物に使用することも可能である。 The present invention applies to thick steel sheets manufactured in the steel industry. Further, the present invention can also be applied to steel products other than thick steel plates, such as shaped steel. The high-strength and thick steel plate to which the present invention is applied is mainly used as a steel frame for high-rise buildings, and is particularly suitable as a steel frame for a four-sided box column which is roughly composed of four skin plates and a diaphragm arranged inside. is there. In the joining of each member of the four-sided box column, so-called large heat input welding, which has a large welding heat input, is performed. For example, high-efficiency large heat input welding such as electroslag welding and submerged arc welding is applied to diaphragm welding for attaching a diaphragm to a skin plate and square welding for assembling a skin plate, respectively. Further, the high-strength steel plate for high heat input welding according to the present invention can also be used for welded structures such as bridges, shipbuilding, tanks, marine structures, and line pipes.
本発明に係る鋼板は、高強度で厚手の厚鋼板に対して、溶接施工能率の高い大入熱溶接を施し、ＨＡＺ靭性の要求レベルが高い場合に好適である。具体的には、本発明に係る鋼板は、降伏強度が６３０ＭＰａ以上、板厚が４０ｍｍ以上、１００ｍｍ以下、エレクトロスラグ溶接部のＨＡＺにおけるシャルピー吸収エネルギー（試験温度０℃）の平均値が７０Ｊ以上である、大入熱溶接用厚鋼板である。したがって、本発明に係る鋼板は、エレクトロスラグ溶接などの大入熱が適用される建築鉄骨四面ボックス柱ダイヤフラムのように、大入熱ＨＡＺの靱性が要求される高強度厚鋼板に好適である。 The steel sheet according to the present invention is suitable when a high-strength, thick thick steel sheet is subjected to large heat-affected zone welding with high welding efficiency and the required level of HAZ toughness is high. Specifically, the steel sheet according to the present invention has a yield strength of 630 MPa or more, a plate thickness of 40 mm or more and 100 mm or less, and an average value of Charpy absorption energy (test temperature 0 ° C.) in HAZ of an electroslag weld is 70 J or more. There is a thick steel plate for large heat input welding. Therefore, the steel sheet according to the present invention is suitable for a high-strength thick steel sheet that requires the toughness of the large heat input HAZ, such as a building steel frame four-sided box column diaphragm to which a large heat input such as electroslag welding is applied.
Claims (3)
Ｃ ：０．０４０％以上、０．２００％以下、
Ｍｎ：０．３０％以上、１．６０％以下、
Ｎｉ：１．００％以上、２．５０％未満、
Ａｌ：０．０３％以上、０．１０％以下、
Ｔｉ：０％以上、０．０２０％以下、
Ｃｕ：０％以上、０．６０％未満、
Ｃｒ：０％以上、１．０％以下、
Ｍｏ：０％以上、１．０％以下、
Ｗ ：０％以上、１．０％以下、
Ｂ ：０％以上、０．００５０％以下、
Ｃｏ：０％以上、１．０％以下、
Ｎｂ：０％以上、０．１０％以下、
Ｖ ：０％以上、０．１０％以下、
Ｃａ：０％以上、０．００５％以下、
Ｍｇ：０％以上、０．００５％以下、
ＲＥＭ：０％以上、０．００５％以下、
Ｚｒ：０％以上、０．００５％以下、
を含有し、
Ｓｉ：０．１０％以下、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、
Ｎ ：０．００６０％以下、
Ｏ ：０．００４０％以下、
に制限され、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
Ｍｎ及びＮｉの含有量の比Ｍｎ／Ｎｉが０．８０以下であり、
下記（１）式で計算される炭素当量ＣｅｑＷＥＳが０．４０％以上、０．７０％以下、の組成を有し、
金属組織は、低温変態相の体積率が７０％以上であり、Ｘ線回折法によって求められるオーステナイトの体積率が２％以上である
大入熱溶接用高強度鋼板。
ＣｅｑＷＥＳ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ ・・・（１）
ここで、上記（１）式中のＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは質量％で表した各元素の鋼板中の含有量であり、含有しない元素の項には０を代入する。 By mass%
C: 0.040% or more, 0.200% or less,
Mn: 0.30% or more, 1.60% or less,
Ni: 1.00% or more, less than 2.50%,
Al: 0.03% or more, 0.10% or less,
Ti: 0% or more, 0.020% or less,
Cu: 0% or more, less than 0.60%,
Cr: 0% or more, 1.0% or less,
Mo: 0% or more, 1.0% or less,
W: 0% or more, 1.0% or less,
B: 0% or more, 0.0050% or less,
Co: 0% or more, 1.0% or less,
Nb: 0% or more, 0.10% or less,
V: 0% or more, 0.10% or less,
Ca: 0% or more, 0.005% or less,
Mg: 0% or more, 0.005% or less,
REM: 0% or more, 0.005% or less,
Zr: 0% or more, 0.005% or less,
Contains,
Si: 0.10% or less,
P: 0.015% or less,
S: 0.005% or less,
N: 0.0060% or less,
O: 0.0040% or less,
Limited to
The rest consists of Fe and impurities
The ratio of Mn and Ni contents, Mn / Ni, is 0.80 or less.
The carbon equivalent CeqWES calculated by the following formula (1) has a composition of 0.40% or more and 0.70% or less.
The metal structure is a high-strength steel plate for large heat input welding in which the volume fraction of the low-temperature transformation phase is 70% or more and the volume fraction of austenite determined by the X-ray diffraction method is 2% or more.
CeqWES (%) = C + Mn / 6 + Si / 24 + Ni / 40 + Cr / 5 + Mo / 4 + V / 14 ... (1)
Here, C, Mn, Si, Ni, Cr, Mo, and V in the above formula (1) are the contents of each element represented by mass% in the steel sheet, and 0 is substituted for the term of the element not contained. To do.
Ｃｒ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｍｏ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｗ ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｂ ：０．０００３％以上、０．００５０％以下、
Ｃｏ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上、０．１０％以下、
Ｖ ：０．００５％以上、０．１０％以下、
の１種以上を含有する、請求項１に記載の大入熱溶接用高強度鋼板。 Furthermore, in% by mass,
Cr: 0.1% or more, 1.0% or less,
Mo: 0.1% or more, 1.0% or less,
W: 0.1% or more, 1.0% or less,
B: 0.0003% or more, 0.0050% or less,
Co: 0.1% or more, 1.0% or less,
Nb: 0.005% or more, 0.10% or less,
V: 0.005% or more, 0.10% or less,
The high-strength steel sheet for large heat input welding according to claim 1, which contains one or more of the above.
Ｃａ：０．０００１％以上、０．００５％以下、
Ｍｇ：０．０００１％以上、０．００５％以下、
ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．００５％以下、
Ｚｒ：０．０００１％以上、０．００５％以下、
の１種以上を含有する、請求項１または請求項２に記載の大入熱溶接用高強度鋼板。 Furthermore, in% by mass,
Ca: 0.0001% or more, 0.005% or less,
Mg: 0.0001% or more, 0.005% or less,
REM: 0.0001% or more, 0.005% or less,
Zr: 0.0001% or more, 0.005% or less,
The high-strength steel sheet for large heat input welding according to claim 1 or 2, which contains one or more of the above.
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