JP3668713B2

JP3668713B2 - High tensile steel plate with excellent weldability and uniform elongation

Info

Publication number: JP3668713B2
Application number: JP2001359970A
Authority: JP
Inventors: 敏晃 ▲高▼木; 等畑野; 喜臣岡崎; 裕之武田
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2001-11-26
Filing date: 2001-11-26
Publication date: 2005-07-06
Anticipated expiration: 2021-11-26
Also published as: JP2003160835A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、建築構造物や橋梁などの大型構造物に好適に用いられ、引張強さが５９０ＭＰａ以上７８０ＭＰａ未満程度の高張力厚鋼板（以下、単に「５９０ＭＰａ級鋼板」と称すことがある）に関するものであり、殊に溶接性（大入熱ＨＡＺ靭性および耐溶接割れ性）および均一伸びに優れた高張力厚鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
上記大型構造物に用いられている５９０ＭＰａ級鋼板では、母材強度の確保という観点から合金成分を多量に添加しているので、冷却速度の速い小入熱溶接条件ではＨＡＺ（溶接熱影響部）が硬化して溶接割れ（低温割れ）が生じやすく、かかる溶接割れの防止を目的として、溶接施工時に７５℃程度の予熱を行う必要がある。従って、この予熱工程を省略できれば施工効率が大幅に向上し、且つコストダウンにもつながるため、予熱工程を省略しても溶接割れが生じない程度の耐溶接割れ性に優れた５９０ＭＰａ級鋼板の提供が切望されている。
【０００３】
ところで、耐溶接割れ性の指標としては下式で定義されるＰｃｍ（％）というパラメーターが一般に用いられている。こうした観点から、例えば特開平１０‐６８０４５号公報には、このＰｃｍを０．２０％以下に制限することによって耐溶接割れ性を改善することが開示されている。
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］＋［Ｖ］／１０
《式中、［］は各元素の含有量（質量％）を示す》。
【０００４】
一方、同じ５９０ＭＰａ級鋼板において、大入熱溶接時にＨＡＺ靭性が劣化するという問題があることが指摘されている。こうした事態は、入熱が大きくなるとＨＡＺ部の冷却速度が遅くなり、それに伴いＨＡＺ部の焼入れ性が低下し、粗大な島状マルテンサイトを生成することに基づくことによって生じるとされている。こうしたこの問題は厚物、薄物いずれにおいても発生し、実際の溶接施工時に入熱制限が行われ、溶接効率が悪かった。
【０００５】
大入熱溶接時のＨＡＺ靭性の改善に当たっては、上記特開平１０‐６８０４５号公報の他、特開平１０‐１２１１９１号公報において、下式で表される炭素当量（Ｃｅｑ）を０．３５〜０．４０（％）と低く制限することが開示されている。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４
《式中、［］は各元素の含有量（質量％）を示す》。
【０００６】
このように、従来はＰｃｍを低値に制御することにより小入熱溶接時の耐溶接割れ性を改善したり、あるいはＣｅｑを制御することにより大入熱ＨＡＺ靭性を改善すると共に、合金成分の含有量制限に伴う母材強度低下を、製造プロセスを改良するなどして補っていた。これにより、５９０ＭＰａ級鋼板において、母材製造時の焼入れにおける冷却速度が比較的速い薄物では溶接時の予熱フリーを達成できたが、冷却速度が遅い厚物では溶接時の予熱フリーと母材強度の両立を達成することが困難であった。また、Ｃｕの析出を利用して母材強度を確保する方法も開示されているが、冷却速度が遅い厚物では充分な母材強度が得られなかった。
【０００７】
このように、小入熱溶接においてＨＡＺ部は高温に加熱された後の冷却速度が速いため、硬化して溶接割れ（低温割れ）を起こしやすい。一方、母材は板厚が厚くなるほど冷却速度が遅くなるため、圧延後の焼入れ効果による強度確保が難しくなる。従って、５９０ＭＰａ級鋼板の厚物では、小入熱溶接時の溶接割れを防止するため冷却速度が速くなっても硬くならないようにした上で、鋼板製造時の冷却速度が遅く、焼入れ効果が得難い場合であっても如何に強度を確保するかが重要課題となる。
【０００８】
また、厚物、薄物いずれにおいても、大入熱溶接においては、ＨＡＺ部の冷却速度が遅くなり、それに伴いＨＡＺ部の焼入れ性が低下し、粗大な島状マルテンサイト組織を生成して靭性が低下するが、このＨＡＺ靭性を改善するには、冷却速度が遅い場合であっても島状マルテンサイト組織の生成を如何なる方法で抑制するかが重要課題となる。
【０００９】
ところで、上記のような５９０ＭＰａ級鋼板では、特に建築構造物や鋼構造物に使用される場合には、耐震性を向上させるという観点から、均一伸びが高いことも要求される。即ち、この均一伸びは、鋼板が破断に至るまでの途中で局部収縮が開始するまでの伸びのことを意味し、鋼板が変形する際の安定性の指標となるものであり、こうしたことから値が高い方が良好な耐震性が得られるとされている。
【００１０】
均一伸びを向上させる手段としては、残留オーステナイト（残留γ）量を増加させることが知られているが（例えば、マルテンサイト変態誘起塑性現象を用いたＴＲＩＰ鋼板）、残留γを増加させると島状マルテンサイトも増加して母材靭性が低下することが問題となっていた。こうしたことから、良好な母材靭性を確保しつつ均一伸びを向上させる技術の確立が望まれているのが実状である。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記事情に着目してなされたものであり、その目的は、溶接性（大入熱ＨＡＺ靭性および耐溶接割れ性）に優れ、しかも均一伸びも高い値が得られるような５９０ＭＰａ以上７８０ＭＰａ未満の高張力厚鋼板を提供することにある。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決し得た本発明に係る高張力厚鋼板とは、Ｃ：０．０１０〜０．０６％，Ｍｎ：０．５〜２．５％，Ｃｒ：０．１〜２．０％，Ｍｏ：１．５％以下（０％を含む），Ｖ：０．１％以下（０％を含む），Ｎｂ：０．１％以下（０％を含む），Ｔｉ：０．００５〜０．０３％，Ｂ：０．０００６〜０．００５％，Ｎ：０．００２〜０．０１％を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物である鋼からなり、
２．４％≦ＫＰ≦４．５％
を満足すると共に、島状マルテンサイト分率が２０体積％以下であり、且つ０．５体積％以上の残留オーステナイトが存在するものであることを特徴とする溶接性および均一伸びに優れた高張力厚鋼板。
但し、
ＫＰ（％）＝［Ｍｎ］＋１．５×［Ｃｒ］＋２×［Ｍｏ］
《式中、［］は各元素の含有量（質量％）を意味する。》
【００１３】
本発明の高張力厚鋼板においては、島状マルテンサイト（以下、「島状ＭＡ」と記すことがある）の平均粒径が５μｍ以下であることが好ましく、こうした要件を満足させることによって、より高い母材靭性を得ることができる。
【００１４】
また、本発明の高張力厚鋼板では、ＫＶ≦０．１２（％）を満足するものであることが好ましく、こうした要件を満足させることによって、大入熱ＨＡＺ靭性を更に改善することができる。
但し、
ＫＶ（％）＝［Ｖ］＋［Ｎｂ］
《式中、［］は各元素の含有量（質量％）を意味する。》。
【００１５】
本発明の高張力厚鋼板は、上記基本成分の他は実質的に鉄からなるものであるが、必要によって、（ａ）Ｎｉ：５％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｃｕ：３％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、希土類元素：０．０２％以下（０％を含まない）およびＺｒ：０．０５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｅ）Ｓｉ：１％以下（０％を含まない）および／またはＡｌ：０．２％以下（０％を含まない）等を含有させることも有効であり、含有される成分の種類に応じて高張力厚鋼板の特性が更に改善される。また本発明の高張力厚鋼板は、肉厚が８０ｍｍ以上のものでも良好な溶接性と母材強度を有するものである。
【００１６】
【発明の実施の形態】
本発明者らが検討したところによれば、４９０ＭＰａ級の鋼板ではＰｃｍの制御によって耐溶接割れ性の改善と母材強度の確保を両立することができたが、５９０ＭＰａ級鋼板ではＰｃｍによる成分制御を行ったとしても、特に厚物において両特性の満足を図ることは困難であることが判明した。
【００１７】
また、一般に、大入熱溶接時に上部ベイナイトを生成させると島状ＭＡが生成し、鋼のＨＡＺ靭性が劣化するため、４９０ＭＰａ級の鋼板では、ＨＡＺにおいてフェライトを積極的に生成させるべく、Ｃｅｑを制御して大入熱ＨＡＺ靭性の改善が試みられてきたが、これは高強度化・厚肉化とは相反することであり、５９０ＭＰａ級鋼板での大入熱ＨＡＺ靭性の改善と厚肉化の両立を図ることも困難であった。
【００１８】
そこで、本発明では成分設計に当たり、これまで耐溶接割れ性の指標とされてきたＰｃｍおよび大入熱ＨＡＺ靭性確保の指標とされてきたＣｅｑではなく、全く別のパラメーターにより耐溶接割れ性および大入熱ＨＡＺ靭性を制御できないか鋭意検討した。その結果、鋼組織を考慮した上記各式で表されるＫＰおよびＫＶを用い、さらにＣ量を極低減化し、Ｂを添加することにより良好な耐溶接割れ性、大入熱ＨＡＺ靭性と母材強度を達成できることを見出し、その技術的意義が認められたので先に出願している（特願２００１−１５４５１２号）。
【００１９】
本発明者らは、上記のような高張力鋼板を実現した後も、その特性の更なる改善を目指して更に検討を重ねた。その結果、上記ＫＰ値を適切な範囲に制御すると共に、製造条件を適切に制御することによって、島状ＭＡ分率が２０体積％以下で、且つ０．５体積％以上の残留オーステナイトが存在するものとすれば、高い母材靭性を確保しつつ高い均一伸びが得られることを見出し、本発明を完成するに至った。
【００２０】
まず、本発明において耐溶接割れ性および大入熱ＨＡＺ靭性を改善する原理について説明する。上記の通り、本発明では、Ｃを極低Ｃに制限した上で、焼入れ性向上元素であるＭｎおよびＣｒ、場合によってはさらにＭｏを積極的に添加し、該焼入れ向上元素の含有量によって定められるＫＰ値を適切に制御すること、必要によって、大入熱ＨＡＺ靭性低下元素であるＶおよびＮｂの添加をＢとの関係で規定したＫＶ値を適切に制御するものである。これらの成分を適切に添加することにより、ベイナイトの連続冷却曲線（図１のＣＣＴ線図を参照）が短時間側且つ低温度側に移動すると共に、フェライトのＣＣＴ線が長時間側に移動することになる（実線から破線へ移動）。
【００２１】
従来では、高冷却速度ではマルテンサイト（ＭＡ）、低冷却速度ではフェライトまたは上部ベイナイトを生成するために、硬さの冷却速度感受性が大きく、小入熱溶接時のＨＡＺ部の硬さ低減（耐溶接割れ性の改善）と母材強度の確保が両立できず、予熱フリーの達成が困難であったが、本発明によれば、高冷却速度、低冷却速度のいずれにおいても低温変態ベイナイトを生成し、硬さの冷却速度感受性が低下し、溶接時のＨＡＺ部の硬さ低減（耐溶接割れ性の改善）と母材強度確保を両立ならしめたのである。
【００２２】
一方、大入熱溶接の場合、ＨＡＺの冷却速度が遅くなるため、従来はフェライトまたは上部ベイナイトを生成し、それに伴い粗大且つ塊状の島状ＭＡ組織が生成してＨＡＺ靭性が劣化していたが、本発明では、冷却速度が遅くても低温変態ベイナイトが生成するため塊状ではなくフィルム状のＭＡ組織になると同時に、極低Ｃであるため生成するＭＡ組織が微細となり、ＨＡＺ靭性を確保できたのである。
【００２３】
上記の観点から本発明では、ＫＰ値（［Ｍｎ］＋１．５×［Ｃｒ］＋２×［Ｍｏ］）を２．４〜４．５％の範囲とする必要がある。このＫＰ値が２．４％未満になると、上記効果を有効に発揮させることができず、５９０ＭＰａ以上の母材強度を達成することができなくなる。一方、ＫＰ値が４．５％を超えると、大入熱ＨＡＺ靭性が低下することになる。尚、ＫＰ値の好ましい下限は２．５％であり、より好ましくは２．７％以上、更に好ましくは３．０以上とするのが良い。また、ＫＰ値の好ましい上限は４．３％であり、より好ましくは３．５％以下とするのが良い。
【００２４】
本発明の高張力厚鋼板では、製造条件を適切に制御することによって、島状ＭＡ分率を２０体積％以下とした上で、０．５体積％以上の残留オーステナイトを確保し、これによって高い母材靭性を確保しつつ高い均一伸びが得られたのであるが、こうした組織を得るための条件について説明する。
【００２５】
まず、島状ＭＡ分率を制御する手段としては、例えば２相域熱処理温度を比較的低い温度にすることが挙げられる。具体的には、２相域熱処理温度を８３０℃以下とすることによって、島状ＭＡ分率を２０体積％以下に制御できる。尚、島状ＭＡは、完全に生成させないようにはできないが、好ましくは１０体積％以下とするのが良く、より好ましくは５体積％以下とするのが良い。
【００２６】
また、上記島状ＭＡの平均粒径については５μｍ以下であることが好ましく、こうした要件を満足させることによって、より高い母材靭性を得ることができる。島状ＭＡの平均粒径を５μｍ以下に制御する手段としては、焼入れ熱処理時の加熱温度をＡ_c3〜９４０℃程度にすることが挙げられる。
【００２７】
一方、残留γ量を０．５％以上に確保する手段については、例えば２相域焼入れ熱処理後の冷却において、６００℃までを０．１〜０．３℃／秒程度で冷却し、その後３５０℃までを１℃／秒以上で冷却することが挙げられる。こうした方法は、初めは低い冷却速度でＣを濃縮させ、その後セメンタイトを析出させないように、６００℃以下では高い冷却速度で冷却することによって、０．５体積％以上の残留γを確保するものである。また、焼戻し熱処理によって残留γが分解しないように、焼戻し温度は３００℃以下にすることが好ましい。尚、残留γ量については、１体積％以上存在させることが、均一伸びを高める上で好ましい。
【００２８】
上記製造条件は、熱間圧延の後に熱処理する場合（即ち、調質の場合）を想定したものであるが、本発明ではこのような場合だけに限らず非調質であっても上記のような組織をすることができる。具体的には、熱間圧延の際の加熱温度をＡ_c3〜９５０℃の温度範囲として比較的低温（８３０℃以下）で熱間圧延を終了し、その後６００℃までを０．１〜０．３℃／秒程度で冷却し、更に３５０℃までを１℃／秒以上で冷却するようにしても良い。
【００２９】
本発明の高張力厚鋼板においては、ＫＶ値（［Ｖ］＋［Ｎｂ］）を０．１２％以下に制御することも有効である。即ち、ＶおよびＮｂは大入熱ＨＡＺ靭性を低下させる元素であるので、これらの元素によって規定されるＫＶ値を適切な範囲に制御することによって、大入熱ＨＡＺ靭性を改善できるのである。こうした観点からすれば、ＶおよびＮｂは、後述する必要含有量の範囲内でできるだけ低く設定することが推奨され、より好ましくは０．０６％以下、更に好ましくは０．０４％以下とするのが良い。
【００３０】
本発明の高張力鋼板において、上記の効果を発揮させるためにはその化学成分組成も適切に調整する必要があるが、本発明鋼板における基本成分であるＣ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，ＢおよびＮ等の範囲限定理由は次の通りである。
【００３１】
Ｃ：０．０１０〜０．０６％
Ｃは、溶接時におけるＨＡＺ部の耐溶接割れ性と母材強度を両立させ、且つ大入熱ＨＡＺ靭性を改善するために重要な元素である。こうした効果を発揮させるためには、少なくとも０．０１０％以上含有させる必要があるが、０．０６％を超えると高冷却速度側で低温変態ベイナイトでなくマルテンサイトが生成するようになり、耐溶接割れ性および大入熱ＨＡＺ靭性が改善されない。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０２０％であり、より好ましくは０．０２５％以上とするのが良く、好ましい上限は０．０５０％であり、より好ましくは０．０４５％以下とするのが良い。
【００３２】
Ｍｎ：０．５〜２．５％
Ｍｎは焼入れ性を改善する作用を有し、高冷却速度乃至低冷却速度で低温変態ベイナイトを生成しやすくする。Ｍｎ含有量が０．５％未満であると、所望の焼入れ性改善作用が発揮されず、母材強度が不足する。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になって２．５％を超えると、ＨＡＺ部の耐溶接割れ性が劣化することになる。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．０％であり、より好ましくは１．２５％以上とするのが良く、好ましい上限は２．０％であり、より好ましくは１．６％以下とするのが良い。
【００３３】
Ｃｒ：０．１〜２．０％
ＣｒはＭｎと同様に、焼入れ性を改善する作用を有し、高冷却速度乃至低冷却速度で低温変態ベイナイトを生成しやすくする。Ｃｒ含有量が０．１％未満であると、所望の焼入れ性改善作用が発揮されず、母材強度が不足する。しかしながら、Ｃｒ含有量が過剰になって２．０％を超えると、ＨＡＺ部の耐溶接割れ性が劣化することになる。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．５％であり、より好ましくは０．６％以上とするのが良く、好ましい上限は１．５％であり、より好ましくは１．２％以下とするのが良い。
【００３４】
Ｍｏ：１．５％以下（０％を含む）
Ｍｏは上記ＭｎおよびＣｒと同様に焼入れ性を改善する作用を有し、高冷却速度乃至低冷却速度で低温変態ベイナイトを生成しやすくするが、過剰に含有されるとＨＡＺ部の耐溶接割れ性が劣化するので、１．５％を上限として含有しても良い。Ｍｏ含有量の好ましい上限は１．０％であり、より好ましくは０．５％以下とするのが良い。
【００３５】
Ｖ：０．１％以下（０％を含む）
Ｖは少量の添加により焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高める作用がある。但し、０．１％を超えて含有させると大入熱ＨＡＺ靭性が低下する。Ｖ含有量の好ましい上限は０．０６％であり、より好ましくは０．０４％以下とするのが良い。
【００３６】
Ｎｂ：０．１％以下（０％を含む）
Ｎｂはγ粒径を微細化し、これにより変態後のベイナイトブロックサイズが微細化されるため、母材靭性の向上に寄与する。但し、Ｎｂの添加量が０．１％を超えると大入熱ＨＡＺ靭性が低下する。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０６％であり、より好ましくは０．０４％以下とするのが良い。
【００３７】
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
ＴｉはＮと窒化物を形成して大入熱溶接時におけるＨＡＺ部のγ粒を微細化し、ＨＡＺ靭性改善に寄与する点で有用である。こうした効果を発揮させるためには、Ｔｉは０．００５％以上含有させる必要があるが、Ｔｉ含有量が０．０３％を超えると逆にＨＡＺ靭性が低下することになる。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００７％であり、好ましい上限は０．０２％程度である。
【００３８】
Ｂ：０．０００６〜０．００５％
Ｂは焼入れ性改善元素で、低冷却速度で低温変態ベイナイトを生成しやすくすると共に、小入熱溶接時におけるＨＡＺ部の耐溶接割れ性と母材強度確保を両立させる上で有用な元素である。Ｂ含有量が０．０００６％未満では焼入れ性改善効果が期待できず、母材強度が不足してしまう。好ましくは０．０００７％以上、さらに好ましくは０.００１％以上である。但し、Ｂ含有量が０．００５％を超えるとかえって焼入れ性が低下し、母材強度が不足する。好ましくは０．００３％以下とするのが良い。
【００３９】
Ｎ：０．００２〜０．０１％
Ｎは上記の通り、Ｔｉと窒化物を形成して大入熱溶接時におけるＨＡＺ靭性改善に寄与する点で有用である。但し、ＮはＢと結合して固溶Ｂを減少させ、Ｂの焼入れ性向上作用を阻害し、母材の靭性および大入熱ＨＡＺ靭性を低下させる作用も有しており、Ｎの含有量が０．０１％を超えるとその作用が顕著になる。好ましくは０．００８％以下である。また、Ｎ含有量が０．００２％未満ではＴｉとの窒化物形成による大入熱ＨＡＺ靭性改善の効果が十分でない。好ましくは０．００３０％以上である。
【００４０】
本発明の高張力厚鋼板においては、上記基本成分の他(残部)は実質的に鉄からなるものであるが、これら以外にも微量成分を含み得るものであり、こうした高張力厚鋼板も本発明の範囲に含まれるものである。上記微量成分としては不純物、特にＰ，Ｓ等の不可避不純物が挙げられ、これらは本発明の効果を損なわない程度で許容される。こうした観点から、不可避不純物としてのＰ，ＳはＰ：０．０２％以下，Ｓ：０．０１％以下に夫々抑制することが好ましい。
【００４１】
また本発明の高張力厚鋼板には、必要によってＮｉ，Ｃｕ，Ｃａ，Ｍｇ，希土類元素，Ｚｒ，Ｓｉ，Ａｌ等を含有させることも有効であり、含有される成分の種類に応じて高張力厚鋼板の特性が更に改善される。必要によって含有される元素の範囲限定理由は下記の通りである。
【００４２】
Ｎｉ：５％以下（０％を含まない）
Ｎｉは母材靭性向上に有用な元素であるが、５％を超えて添加するとスケール疵が発生しやすくなるため、その上限を５％とすることが好ましい。より好ましくは３％以下、更に好ましくは２％以下にするのが良い。
【００４３】
Ｃｕ：３％以下（０％を含まない）
Ｃｕは固溶強化および析出強化により母材強度を向上させると共に、焼入れ性向上作用も有する元素である。但し、３％を超えて添加すると大入熱ＨＡＺ靭性が低下するため、その上限を３％とすることが好ましい。より好ましくは２％以下、更に好ましくは１．２％以下にするのが良い。
【００４４】
Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）
ＣａはＭｎＳを球状化して、介在物の異方性を低減する効果を有する元素である。こうした効果を発揮させるためには０．０００５％以上添加することが好ましい。より好ましくは０．００１％以上である。但し、０．００５％を超えて過剰に含有させると母材靭性が低下するので、その上限を０．００５％とすることが好ましい。より好ましくは０．００４％以下とするのが良い。
【００４５】
Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、希土類元素：０．０２％以下（０％を含まない）およびＺｒ：０．０５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上
Ｍｇ、希土類元素（ＲＥＭ）およびＺｒは、ＨＡＺ靭性を向上させるのに有用な元素である。しかしながら、過剰に含有されるとＨＡＺ靭性を却って劣化させることになるので、Ｍｇで０．００５％以下、ＲＥＭで０．０２％以下、Ｚｒで０．０５％以下とするのが良い。より好ましくは、Ｍｇ：０．００３％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．０３％以下とするのが良い。尚、本発明で含有されることのあるＲＥＭは、周期律表３族に属するスカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）およびランタノイド系列希土類元素（原子番号５７〜７１）の元素のいずれをも用いることができる。
【００４６】
Ｓｉ：１％以下（０％を含まない）および／またはＡｌ：０．２％以下（０％を含まない）
ＳｉおよびＡｌは脱酸剤として有用な元素である。またＡｌはＮを固定して、固溶Ｂを増加させることにより、Ｂに基づく焼入れ性を向上する作用をも発揮する。これらの効果は、その含有量が増加するにつれて増大するが、Ｓｉで１％、Ａｌで０．２％を超えて過剰に含有されると母材靭性（Ｓｉでは母材靭性と溶接性）が低下する。より好ましくはＳｉで０．６％以下、Ａｌで０．１％以下、更に好ましくはＳｉで０．３％以下、Ａｌで０．０５％以下とするのが良い。
【００４７】
本発明の高張力厚鋼板を製造するには、上記の組織を得るための製造条件を考慮する他は、上記化学組成を満足する鋼を用い、通常用いられる高張力厚鋼板の製造工程、および条件（温度、時間など）を適宜採用すれば良い。そして、本発明の鋼板は、比較的厚い鋼板を想定したものであり、例えば肉厚が８０ｍｍ以上のものでも良好な溶接性と母材強度を有するものとなる。
【００４８】
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００４９】
【実施例】
実施例１
下記表１に示す化学成分組成の鋼を通常の溶製法により溶製し、スラブとした後、下記表２に示す条件で熱間圧延および熱処理を行って、所定の板厚からなる高張力鋼板を製造した。尚、「熱処理条件２」の熱処理は、「熱処理条件１」の熱処理の後に行った。
【００５０】
【表１】

【００５１】
【表２】

【００５２】
このようにして得られた各鋼板について、下記の要領で島状ＭＡ分率およびサイズ、残留γ量を測定すると共に、母材特性［０．２％耐力、引張強さ、降伏比、靭性（ｖＥ_-60）および均一伸び］を評価した。また本発明で基準とする母材レベル（５９０ＭＰａ≦引張強さ＜７８０ＭＰａ、ｖＥ_-60≧４７Ｊ）をクリアしたものについては、さらに溶接性（耐溶接割れ性および大入熱ＨＡＺ靭性）を評価した。
【００５３】
［島状ＭＡ分率およびサイズ］
各鋼板の板厚１／４部位についてレペラー腐食した後光学顕微鏡によって組織を観察し（倍率：１０００倍）、５０μ角の領域をｎ＝１０で撮影し、画像解析装置によって、分率およびサイズを測定した。
【００５４】
［残留γ量］
各鋼板の板厚１／４部位についてＸ線回折によって、残留γ量を測定した。
【００５５】
［母材特性試験］
▲１▼引張試験：各鋼板の板厚１／４部位からＪＩＳ４号試験片を採取し、引張試験を行うことにより０．２％耐力および引張強さを測定した。５９０ＭＰａ≦引張強さ＜７８０ＭＰａを合格とした。また、引張試験の際に、降伏比および均一伸びについても測定した。
▲２▼衝撃試験：各鋼板の板厚１／４部位からＪＩＳ４号試験片を採取し、シャルピー衝撃試験をおこなうことにより吸収エネルギー（ｖＥ_-60）を得た。ｖＥ_-60≧４７Ｊを合格とした。
【００５６】
［溶接性試験］
▲１▼ＨＡＺ靭性：入熱１００あるいは１２０ｋＪ/ｍｍ（エレクトロスラグ溶接法）で溶接を行い、図２に示す部位からＪＩＳ４号試験片を採取してシャルピー衝撃試験を行い、ボンド部の吸収エネルギー（ｖＥ_-20）を求めた。ｖＥ_-20≧１５Ｊを合格とした。
▲２▼耐溶接割れ性：ＪＩＳＺ３１５８に記載のｙ形溶接割れ試験法に基づいて、入熱１．７ｋＪ／ｍｍで被覆アーク溶接を行い、ルート割れ防止予熱温度を測定した。２５℃以下を合格とした。
【００５７】
これらの試験結果を、島状ＭＡ分率およびサイズ、残留γ量と共に、下記表３に示すが、本発明で規定する要件を満足するもの（Ｎｏ．１，２，５，６，９，１０，１２〜１７，２７〜３８）では、母材特性および溶接性のいずれにも優れていることが分かる。これに対して、本発明で規定する要件のいずれかを欠くもの（Ｎｏ．３，４，７，８，１１，１８〜２６）では、耐溶接割れ性、大入熱ＨＡＺ靭性、母材特性（０．２％耐力、引張強さ，靭性、均一伸び）の少なくともいずれかが低下していることが分かる。
【００５８】
【表３】

【００５９】
【発明の効果】
本発明は以上のように構成されており、溶接性（大入熱ＨＡＺ靭性および耐溶接割れ性）に優れ、しかも均一伸びも高い値が得られるような５９０ＭＰａ以上７８０ＭＰａ未満の高張力厚鋼板が実現できた。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の成分設計の考え方を説明するための模式的なＣＣＴ線図である。
【図２】エレクトロスラグ溶接時のボンド靭性の試験片採取位置を示す概略説明図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention is suitably used for large structures such as building structures and bridges, and relates to a high-tensile thick steel plate (hereinafter sometimes simply referred to as “590 MPa-grade steel plate”) having a tensile strength of about 590 MPa to less than 780 MPa. In particular, the present invention relates to a high-tensile steel plate excellent in weldability (high heat input HAZ toughness and weld crack resistance) and uniform elongation.
[0002]
[Prior art]
In the 590 MPa grade steel plate used in the large structure, a large amount of alloy components are added from the viewpoint of ensuring the strength of the base material, and therefore HAZ (welding heat affected zone) is used under small heat input welding conditions where the cooling rate is fast. Is hardened and tends to cause weld cracks (cold cracks), and it is necessary to preheat at about 75 ° C. during welding for the purpose of preventing such weld cracks. Therefore, if this preheating step can be omitted, the construction efficiency can be greatly improved and the cost can be reduced. Therefore, provision of a 590 MPa grade steel plate having excellent weld crack resistance that does not cause weld cracking even if the preheating step is omitted. Is anxious.
[0003]
By the way, a parameter called Pcm (%) defined by the following formula is generally used as an index of resistance to weld cracking. From such a viewpoint, for example, JP-A-10-68045 discloses that the weld crack resistance is improved by limiting the Pcm to 0.20% or less.
Pcm = [C] + [Si] / 30 + [Mn] / 20 + [Cu] / 20 + [Ni] / 60 + [Cr] / 20 + [Mo] / 15 + [V] / 10 + 5 × [B] + [V] / 10
<< In formula, [] shows content (mass%) of each element >>.
[0004]
On the other hand, it has been pointed out that the same 590 MPa grade steel sheet has a problem that the HAZ toughness deteriorates during high heat input welding. Such a situation is said to be caused by the fact that when the heat input is increased, the cooling rate of the HAZ part is lowered, and the hardenability of the HAZ part is lowered accordingly, and coarse island martensite is generated. Such a problem occurred in both thick and thin objects, and heat input was restricted during actual welding work, resulting in poor welding efficiency.
[0005]
In improving the HAZ toughness at the time of high heat input welding, in addition to the above-mentioned JP-A-10-68045, JP-A-10-121191 discloses a carbon equivalent (Ceq) represented by the following formula: 0.35 to 0 It is disclosed to limit to as low as .40 (%).
Ceq = [C] + [Mn] / 6 + [Si] / 24 + [Ni] / 40 + [Cr] / 5 + [Mo] / 4 + [V] / 14
<< In formula, [] shows content (mass%) of each element >>.
[0006]
Thus, conventionally, by controlling the Pcm to a low value, the weld crack resistance at the time of small heat input welding is improved, or by controlling the Ceq, the high heat input HAZ toughness is improved, and the alloy components The reduction in the strength of the base material due to the content restriction was compensated by improving the manufacturing process. As a result, in a 590 MPa class steel sheet, preheating free during welding was achieved for thin materials with a relatively fast cooling rate during quenching at the time of manufacturing the base material, but preheating free during welding and base material strength for thick materials with a slow cooling rate. It was difficult to achieve both. Moreover, although the method of ensuring the base material strength using precipitation of Cu is also disclosed, sufficient base material strength was not obtained with a thick material having a slow cooling rate.
[0007]
As described above, in the small heat input welding, the HAZ portion has a high cooling rate after being heated to a high temperature, and is thus hardened and easily causes a weld crack (low temperature crack). On the other hand, since the cooling rate of the base material increases as the plate thickness increases, it is difficult to ensure the strength due to the quenching effect after rolling. Therefore, in the case of a thick 590 MPa grade steel plate, it is difficult to obtain a quenching effect because the cooling rate is slow at the time of manufacturing the steel plate after preventing the steel from becoming hard even if the cooling rate is high in order to prevent weld cracking at the time of small heat input welding. Even in this case, how to secure the strength is an important issue.
[0008]
Moreover, in both thick and thin objects, in high heat input welding, the cooling rate of the HAZ part is slowed, and the hardenability of the HAZ part is lowered accordingly, and a coarse island martensite structure is generated to produce toughness. However, in order to improve the HAZ toughness, an important issue is how to suppress the formation of island martensite structures even when the cooling rate is low.
[0009]
By the way, in the above-mentioned 590 MPa class steel plate, especially when used for a building structure or a steel structure, high uniform elongation is also required from the viewpoint of improving earthquake resistance. In other words, this uniform elongation means the elongation until the local contraction starts in the middle of the steel sheet breaking, and is an indicator of stability when the steel sheet is deformed. It is said that better earthquake resistance is obtained at higher values.
[0010]
As a means for improving the uniform elongation, it is known to increase the amount of retained austenite (residual γ) (for example, a TRIP steel sheet using martensite transformation-induced plasticity phenomenon), but when the retained γ is increased, an island shape is obtained. There has been a problem that martensite also increases and the base material toughness decreases. For these reasons, it is actually desired to establish a technique for improving uniform elongation while ensuring good base material toughness.
[0011]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention has been made by paying attention to the above circumstances, and its purpose is 590 MPa or more that is excellent in weldability (high heat input HAZ toughness and weld crack resistance), and that a uniform elongation is high. The object is to provide a high-tensile thick steel plate of less than 780 MPa.
[0012]
[Means for Solving the Problems]
  The high-tensile steel plate according to the present invention that has solved the above-mentioned problems is: C: 0.010 to 0.06%, Mn: 0.5 to 2.5%, Cr: 0.1 to 2.0% , Mo: 1.5% or less (including 0%), V: 0.1% or less (including 0%), Nb: 0.1% or less (including 0%), Ti: 0.005 to 0 0.03%, B: 0.0006 to 0.005%, N: 0.002 to 0.01%, the balance being made of steel with Fe and inevitable impurities,
  2.4% ≦ KP ≦ 4.5%
High tensile strength excellent in weldability and uniform elongation, characterized in that the island martensite fraction is 20% by volume or less and the residual austenite is 0.5% by volume or more. Thick steel plate.
  However,
      KP (%) = [Mn] + 1.5 × [Cr] + 2 × [Mo]
        << In formula, [] means content (mass%) of each element. >>
[0013]
In the high-tensile thick steel plate of the present invention, the average particle size of island martensite (hereinafter sometimes referred to as “island MA”) is preferably 5 μm or less, and by satisfying these requirements, High base metal toughness can be obtained.
[0014]
In the high-tensile thick steel plate of the present invention, it is preferable that KV ≦ 0.12 (%) is satisfied. By satisfying these requirements, the high heat input HAZ toughness can be further improved.
However,
KV (%) = [V] + [Nb]
<< In formula, [] means content (mass%) of each element. >>
[0015]
The high-tensile steel plate according to the present invention is substantially made of iron in addition to the above basic components, but if necessary, (a) Ni: 5% or less (excluding 0%), (b) Cu: 3% or less (excluding 0%), (c) Ca: 0.005% or less (not including 0%), (d) Mg: 0.005% or less (not including 0%), rare earth elements: One or more selected from the group consisting of 0.02% or less (excluding 0%) and Zr: 0.05% or less (not including 0%), (e) Si: 1% or less (including 0%) And / or Al: 0.2% or less (not including 0%) or the like is also effective, and the characteristics of the high-tensile thick steel plate are further improved depending on the type of components contained. The high-tensile thick steel plate of the present invention has good weldability and base material strength even when the thickness is 80 mm or more.
[0016]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
According to a study by the present inventors, in the 490 MPa class steel sheet, it was possible to achieve both the improvement of the weld crack resistance and the securing of the base material strength by controlling the Pcm, but in the 590 MPa class steel sheet, the component control by the Pcm. However, it has been found that it is difficult to satisfy both characteristics particularly for thick materials.
[0017]
In general, when upper bainite is generated during high heat input welding, island-shaped MA is generated, and the HAZ toughness of the steel deteriorates. Therefore, in a 490 MPa grade steel sheet, Ceq is used to actively generate ferrite in the HAZ. Attempts have been made to control and improve high heat input HAZ toughness, but this is contrary to high strength and thickening. Improvement of high heat input HAZ toughness and thickening in 590 MPa steel sheet It was also difficult to achieve both.
[0018]
Therefore, in the present invention, in the component design, the weld crack resistance and large resistance are not determined by completely different parameters, but Pcm, which has been used as an index of weld crack resistance, and Ceq, which has been used as an index of ensuring high heat input HAZ toughness. The inventors studied diligently whether the heat input HAZ toughness could be controlled. As a result, good weld crack resistance, high heat input HAZ toughness and base metal by using KP and KV represented by the above formulas considering the steel structure, further reducing the amount of C, and adding B Since it was found that the strength could be achieved and its technical significance was recognized, it has been filed earlier (Japanese Patent Application No. 2001-154512).
[0019]
The present inventors made further studies aiming at further improvement of the characteristics even after realizing the above-described high-tensile steel sheet. As a result, by controlling the KP value in an appropriate range and appropriately controlling the manufacturing conditions, there is residual austenite having an island-like MA fraction of 20% by volume or less and 0.5% by volume or more. If so, it was found that high uniform elongation was obtained while ensuring high base material toughness, and the present invention was completed.
[0020]
First, the principle of improving weld crack resistance and high heat input HAZ toughness in the present invention will be described. As described above, in the present invention, after limiting C to extremely low C, Mn and Cr, which are hardenability improving elements, and in some cases, further actively adding Mo, are determined by the content of the quenching improving element. Appropriately controlling the KP value to be obtained and, if necessary, appropriately controlling the KV value in which the addition of V and Nb, which are large heat input HAZ toughness reducing elements, is defined in relation to B. By appropriately adding these components, the continuous cooling curve of bainite (see the CCT diagram in FIG. 1) moves to the short time side and the low temperature side, and the CCT line of ferrite moves to the long time side. (Moving from solid line to broken line).
[0021]
Conventionally, since martensite (MA) is produced at a high cooling rate and ferrite or upper bainite is produced at a low cooling rate, the hardness is highly sensitive to the cooling rate, and the hardness of the HAZ part during the low heat input welding is reduced. (Improvement of weld cracking) and securing of the base metal strength were not compatible, and it was difficult to achieve preheating-free. However, according to the present invention, low-temperature transformation bainite was produced at both high and low cooling rates. In addition, the sensitivity to the cooling rate of the hardness is lowered, and the reduction in hardness of the HAZ part during welding (improvement of weld crack resistance) and the securing of the base material strength are achieved at the same time.
[0022]
On the other hand, in the case of high heat input welding, since the cooling rate of HAZ is slow, conventionally, ferrite or upper bainite was generated, and a coarse and massive island-like MA structure was generated accordingly, and HAZ toughness was deteriorated. In the present invention, low-temperature transformation bainite is generated even when the cooling rate is low, so that it becomes a film-like MA structure instead of a lump, and at the same time, because of the extremely low C, the generated MA structure becomes fine and HAZ toughness can be secured. It is.
[0023]
From the above viewpoint, in the present invention, the KP value ([Mn] + 1.5 × [Cr] + 2 × [Mo]) needs to be in the range of 2.4 to 4.5%. If this KP value is less than 2.4%, the above effect cannot be exhibited effectively, and a base material strength of 590 MPa or more cannot be achieved. On the other hand, if the KP value exceeds 4.5%, the high heat input HAZ toughness is lowered. The preferable lower limit of the KP value is 2.5%, more preferably 2.7% or more, and further preferably 3.0 or more. Moreover, the preferable upper limit of KP value is 4.3%, more preferably 3.5% or less.
[0024]
In the high-tensile thick steel plate of the present invention, by controlling the production conditions appropriately, the island-like MA fraction is set to 20% by volume or less, and 0.5% by volume or more of retained austenite is secured, thereby increasing the Although high uniform elongation was obtained while ensuring the base material toughness, the conditions for obtaining such a structure will be described.
[0025]
First, as a means for controlling the island-like MA fraction, for example, a two-phase region heat treatment temperature is set to a relatively low temperature. Specifically, by setting the two-phase region heat treatment temperature to 830 ° C. or less, the island-like MA fraction can be controlled to 20% by volume or less. The island-like MA cannot be completely generated, but is preferably 10% by volume or less, and more preferably 5% by volume or less.
[0026]
In addition, the average particle size of the island-shaped MA is preferably 5 μm or less, and by satisfying these requirements, higher base material toughness can be obtained. As a means for controlling the average particle size of the island-shaped MA to 5 μm or less, the heating temperature during the quenching heat treatment is set to A._c3About 940 degreeC is mentioned.
[0027]
On the other hand, as a means for securing the residual γ amount to 0.5% or more, for example, in cooling after the two-phase quenching heat treatment, cooling to 600 ° C. is performed at about 0.1 to 0.3 ° C./second, and thereafter 350 Cooling to 1 ° C. at 1 ° C./second or more can be mentioned. Such a method secures a residual γ of 0.5% by volume or more by initially concentrating C at a low cooling rate and then cooling at a high cooling rate at 600 ° C. or lower so as not to precipitate cementite. is there. Further, the tempering temperature is preferably 300 ° C. or lower so that the residual γ is not decomposed by the tempering heat treatment. The residual γ amount is preferably 1% by volume or more in order to increase the uniform elongation.
[0028]
The manufacturing conditions are assumed to be heat-treated after hot rolling (that is, in the case of tempering). However, in the present invention, not only in such a case but also in the case of non-tempering, as described above. Can be a good organization. Specifically, the heating temperature during hot rolling is A_c3The hot rolling is finished at a relatively low temperature (830 ° C. or lower) within a temperature range of ˜950 ° C., and then cooled to about 600 ° C. at about 0.1 to 0.3 ° C./second, and further up to 350 ° C. at 1 ° C. The cooling may be performed at a rate of more than 1 second.
[0029]
In the high-tensile thick steel plate of the present invention, it is also effective to control the KV value ([V] + [Nb]) to 0.12% or less. That is, since V and Nb are elements that reduce the high heat input HAZ toughness, the high heat input HAZ toughness can be improved by controlling the KV value defined by these elements within an appropriate range. From this point of view, it is recommended that V and Nb be set as low as possible within the range of the necessary content described later, more preferably 0.06% or less, still more preferably 0.04% or less. good.
[0030]
In the high-tensile steel plate of the present invention, in order to exert the above-mentioned effects, the chemical component composition must be adjusted appropriately, but C, Mn, Cr, Mo, V, Nb, which are basic components in the steel plate of the present invention. The reasons for limiting the range of Ti, B, N, etc. are as follows.
[0031]
C: 0.010 to 0.06%
C is an important element for achieving both the weld crack resistance of the HAZ part during welding and the strength of the base material and improving the high heat input HAZ toughness. In order to exert such an effect, it is necessary to contain at least 0.010% or more, but when it exceeds 0.06%, martensite is generated instead of low-temperature transformation bainite on the high cooling rate side, and welding resistance is increased. Crackability and high heat input HAZ toughness are not improved. The preferable lower limit of the C content is 0.020%, more preferably 0.025% or more, and the preferable upper limit is 0.050%, more preferably 0.045% or less. good.
[0032]
Mn: 0.5 to 2.5%
Mn has the effect of improving hardenability and makes it easy to produce low-temperature transformation bainite at a high cooling rate or a low cooling rate. If the Mn content is less than 0.5%, the desired hardenability improving effect is not exhibited and the base material strength is insufficient. However, when the Mn content is excessive and exceeds 2.5%, the weld crack resistance of the HAZ part is deteriorated. The preferable lower limit of the Mn content is 1.0%, more preferably 1.25% or more, and the preferable upper limit is 2.0%, more preferably 1.6% or less. good.
[0033]
Cr: 0.1 to 2.0%
Cr, like Mn, has the effect of improving the hardenability and facilitates the formation of low-temperature transformation bainite at high or low cooling rates. If the Cr content is less than 0.1%, the desired hardenability improving effect is not exhibited and the base material strength is insufficient. However, if the Cr content becomes excessive and exceeds 2.0%, the weld crack resistance of the HAZ part will deteriorate. The preferable lower limit of the Cr content is 0.5%, more preferably 0.6% or more, and the preferable upper limit is 1.5%, more preferably 1.2% or less. good.
[0034]
Mo: 1.5% or less (including 0%)
Mo, like Mn and Cr, has the effect of improving hardenability and facilitates the formation of low-temperature transformation bainite at high or low cooling rates. However, if it is excessively contained, weld crack resistance of the HAZ part Since it deteriorates, you may contain 1.5% as an upper limit. The upper limit with preferable Mo content is 1.0%, More preferably, it is good to set it as 0.5% or less.
[0035]
V: 0.1% or less (including 0%)
V has the effect of increasing hardenability and temper softening resistance when added in a small amount. However, if the content exceeds 0.1%, the high heat input HAZ toughness decreases. The upper limit with preferable V content is 0.06%, More preferably, it is good to set it as 0.04% or less.
[0036]
Nb: 0.1% or less (including 0%)
Nb refines the γ grain size, thereby minimizing the bainite block size after transformation, thereby contributing to the improvement of the base metal toughness. However, if the amount of Nb added exceeds 0.1%, the high heat input HAZ toughness decreases. The upper limit with preferable Nb content is 0.06%, More preferably, it is good to set it as 0.04% or less.
[0037]
Ti: 0.005 to 0.03%
Ti is useful in that it forms nitrides with N to refine γ grains in the HAZ part during high heat input welding and contributes to improvement in HAZ toughness. In order to exert such an effect, Ti needs to be contained in an amount of 0.005% or more. However, if the Ti content exceeds 0.03%, the HAZ toughness is conversely lowered. The preferable lower limit of the Ti content is 0.007%, and the preferable upper limit is about 0.02%.
[0038]
B: 0.0006 to 0.005%
B is an element for improving hardenability, and is an element useful for making low temperature transformation bainite easy to generate at a low cooling rate and at the same time ensuring both the weld crack resistance of the HAZ part and securing the base material strength during small heat input welding. . If the B content is less than 0.0006%, the effect of improving hardenability cannot be expected, and the base material strength is insufficient. Preferably it is 0.0007% or more, More preferably, it is 0.001% or more. However, if the B content exceeds 0.005%, the hardenability is lowered and the base material strength is insufficient. Preferably it is 0.003% or less.
[0039]
N: 0.002 to 0.01%
As described above, N is useful in that it forms Ti and nitrides and contributes to the improvement of HAZ toughness during high heat input welding. However, N combines with B to reduce the solid solution B, inhibits the hardenability improving effect of B, and also has the effect of lowering the toughness of the base metal and the high heat input HAZ toughness. When the content exceeds 0.01%, the effect becomes remarkable. Preferably it is 0.008% or less. On the other hand, if the N content is less than 0.002%, the effect of improving the high heat input HAZ toughness by forming a nitride with Ti is not sufficient. Preferably it is 0.0030% or more.
[0040]
In the high-strength thick steel plate of the present invention, in addition to the above basic components (remainder) is substantially made of iron, but may contain trace components other than these, and such a high-tensile thick steel plate is also present. It is included in the scope of the invention. Examples of the trace component include impurities, especially inevitable impurities such as P and S, and these are allowed to the extent that the effects of the present invention are not impaired. From such a viewpoint, it is preferable to suppress P and S as inevitable impurities to P: 0.02% or less and S: 0.01% or less, respectively.
[0041]
In addition, it is also effective to add Ni, Cu, Ca, Mg, rare earth elements, Zr, Si, Al, and the like to the high-tensile thick steel plate of the present invention, if necessary, depending on the type of components contained. The properties of the thick steel plate are further improved. The reasons for limiting the range of elements contained as necessary are as follows.
[0042]
Ni: 5% or less (excluding 0%)
Ni is an element useful for improving the base material toughness, but if added over 5%, scale flaws are likely to occur, so the upper limit is preferably made 5%. More preferably, it is 3% or less, and more preferably 2% or less.
[0043]
Cu: 3% or less (excluding 0%)
Cu is an element that improves the strength of the base metal by solid solution strengthening and precipitation strengthening and also has an effect of improving hardenability. However, if added over 3%, the high heat input HAZ toughness decreases, so the upper limit is preferably made 3%. More preferably, it is 2% or less, and further preferably 1.2% or less.
[0044]
Ca: 0.005% or less (excluding 0%)
Ca is an element having an effect of reducing the anisotropy of inclusions by spheroidizing MnS. In order to exert such effects, it is preferable to add 0.0005% or more. More preferably, it is 0.001% or more. However, if the content exceeds 0.005%, the toughness of the base material decreases, so the upper limit is preferably made 0.005%. More preferably, it is 0.004% or less.
[0045]
Mg: selected from the group consisting of 0.005% or less (not including 0%), rare earth elements: 0.02% or less (not including 0%), and Zr: 0.05% or less (not including 0%) One or more
Mg, rare earth elements (REM) and Zr are useful elements for improving the HAZ toughness. However, if it is excessively contained, the HAZ toughness is deteriorated, and therefore it is preferable that Mg is 0.005% or less, REM is 0.02% or less, and Zr is 0.05% or less. More preferably, Mg is 0.003% or less, REM: 0.01% or less, and Zr: 0.03% or less. The REM that may be contained in the present invention uses any of scandium (Sc), yttrium (Y), and lanthanoid series rare earth elements (atomic numbers 57 to 71) belonging to Group 3 of the periodic table. Can do.
[0046]
Si: 1% or less (not including 0%) and / or Al: 0.2% or less (not including 0%)
Si and Al are useful elements as deoxidizers. Further, Al fixes N and increases the solid solution B, thereby exhibiting the effect of improving the hardenability based on B. These effects increase as the content increases. However, if the Si content exceeds 1% and Al exceeds 0.2%, the base material toughness (base material toughness and weldability in Si) increases. descend. More preferably, the Si content is 0.6% or less, the Al content is 0.1% or less, the Si content is 0.3% or less, and the Al content is 0.05% or less.
[0047]
In order to produce the high-tensile steel plate of the present invention, except for considering the production conditions for obtaining the above structure, a steel that satisfies the above chemical composition is used, Conditions (temperature, time, etc.) may be adopted as appropriate. And the steel plate of this invention assumes a comparatively thick steel plate, For example, even if a thickness is 80 mm or more, it will have favorable weldability and base material strength.
[0048]
Hereinafter, the present invention will be described in more detail by way of examples. However, the following examples are not intended to limit the present invention, and any design changes in accordance with the gist of the preceding and following descriptions are technical aspects of the present invention. It is included in the range.
[0049]
【Example】
Example 1
A steel with the chemical composition shown in Table 1 below is melted by a normal melting method to form a slab, and then hot-rolled and heat-treated under the conditions shown in Table 2 below to obtain a high-tensile steel plate having a predetermined thickness. Manufactured. The heat treatment of “heat treatment condition 2” was performed after the heat treatment of “heat treatment condition 1”.
[0050]
[Table 1]

[0051]
[Table 2]

[0052]
For each steel plate thus obtained, the island MA fraction and size and the amount of residual γ were measured as follows, and the base material properties [0.2% proof stress, tensile strength, yield ratio, toughness ( vE_-60) And uniform elongation]. Further, the base material level (590 MPa ≦ tensile strength <780 MPa, vE based on the present invention)_-60For those that cleared ≧ 47 J), the weldability (weld crack resistance and high heat input HAZ toughness) was further evaluated.
[0053]
[Island-like MA fraction and size]
After repeller corrosion for the 1/4 thickness part of each steel plate, the structure was observed with an optical microscope (magnification: 1000 times), a 50 μ square area was photographed at n = 10, and the fraction and size were measured with an image analyzer. It was measured.
[0054]
[Residual γ amount]
The amount of residual γ was measured by X-ray diffraction at a 1/4 thickness portion of each steel plate.
[0055]
[Base material characteristics test]
(1) Tensile test: A JIS No. 4 test piece was taken from a 1/4 thickness portion of each steel plate, and 0.2% proof stress and tensile strength were measured by conducting a tensile test. 590 MPa ≦ tensile strength <780 MPa was regarded as acceptable. In addition, during the tensile test, the yield ratio and uniform elongation were also measured.
(2) Impact test: Absorbed energy (vE) by collecting JIS No. 4 specimen from 1/4 thickness part of each steel plate and conducting Charpy impact test._-60) vE_-60≧ 47J was accepted.
[0056]
[Weldability test]
(1) HAZ toughness: Welding is performed at a heat input of 100 or 120 kJ / mm (electroslag welding method), and a JIS No. 4 specimen is taken from the site shown in FIG. vE_-20) vE_-20≧ 15 J was accepted.
(2) Weld crack resistance: Based on the y-type weld crack test method described in JIS Z 3158, covered arc welding was performed at a heat input of 1.7 kJ / mm, and the root crack prevention preheating temperature was measured. 25 degrees C or less was set as the pass.
[0057]
These test results are shown in Table 3 below together with the island-like MA fraction and size, and the amount of residual γ, and satisfy the requirements specified in the present invention (No. 1, 2, 5, 6, 9, 10 12-17, 27-38), it can be seen that both the base material properties and the weldability are excellent. On the other hand, those lacking any of the requirements defined in the present invention (Nos. 3, 4, 7, 8, 11, 18 to 26) are resistant to weld cracking, high heat input HAZ toughness, and base material properties. It can be seen that at least one of (0.2% yield strength, tensile strength, toughness, uniform elongation) is reduced.
[0058]
[Table 3]

[0059]
【The invention's effect】
The present invention is configured as described above, and a high-tensile steel plate of 590 MPa or more and less than 780 MPa that has excellent weldability (high heat input HAZ toughness and weld crack resistance) and high uniform elongation can be obtained. Realized.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a schematic CCT diagram for explaining the concept of component design of the present invention.
FIG. 2 is a schematic explanatory view showing a test piece collection position of bond toughness during electroslag welding.

Claims

C: 0.010 to 0.06%,
Mn: 0.5 to 2.5%,
Cr: 0.1 to 2.0%,
Mo: 1.5% or less (including 0%),
V: 0.1% or less (including 0%),
Nb: 0.1% or less (including 0%),
Ti: 0.005 to 0.03%,
B: 0.0006 to 0.005%,
N: 0.002 to 0.01%
It meets, the balance is Fe and inevitable impurities steel,
2.4% ≦ KP ≦ 4.5%
High tensile strength excellent in weldability and uniform elongation, characterized in that the island martensite fraction is 20% by volume or less and the residual austenite is 0.5% by volume or more. Thick steel plate.
However,
KP (%) = [Mn] + 1.5 × [Cr] + 2 × [Mo]
<< In formula, [] means content (mass%) of each element. >>

The high-tensile thick steel plate according to claim 1, wherein the average particle size of the island-like martensite is 5 µm or less.

The high-tensile thick steel plate according to claim 1 or 2, which satisfies KV≤0.12 (%).
However,
KV (%) = [V] + [Nb]
<< In formula, [] means content (mass%) of each element. >>

Furthermore, Ni: 5% or less (excluding 0%) is contained, The high-tensile thick steel plate in any one of Claims 1-3.

Furthermore, Cu: 3% or less (0% is not included) is contained, The high-tensile steel plate in any one of Claims 1-4.

The high-tensile steel plate according to any one of claims 1 to 5, further containing Ca: 0.005% or less (excluding 0%).

Further, Mg: 0.005% or less (excluding 0%), rare earth element: 0.02% or less (not including 0%), and Zr: 0.05% or less (not including 0%) The high-tensile thick steel plate according to any one of claims 1 to 6 , which contains one or more selected.

The high tensile thickness according to any one of claims 1 to 7, further comprising Si: 1% or less (not including 0%) and / or Al: 0.2% or less (not including 0%). steel sheet.

The high-tensile steel sheet according to any one of claims 1 to 8, wherein the thickness is 80 mm or more.