JP3737300B2 - Non-tempered low yield ratio high tensile strength steel plate with excellent weldability - Google Patents

Non-tempered low yield ratio high tensile strength steel plate with excellent weldability Download PDF

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Description

【0001】
【発明の属する技術分野】
本発明は、塑性変形能が大きく且つ溶接性に優れ、しかも引張強さが590MPa以上の溶接構造用非調質型高張力鋼板に関するものである。
【0002】
【従来の技術】
引張強さ590MPa以上を有する溶接構造用高張力鋼板は、鋼構造物の大型化、高性能化に相俟って、ラインパイプ用、建築・橋梁用および造船・海構用とその適用は広がっている。
【0003】
こうした高張力鋼板は、引張強さの増加に伴って降伏強さは増加し、その反面一様伸びは減少するので、塑性変形能が減少するのが一般的な冶金学的現象である。しかしながら、ラインパイプにおいては、鋼管成形時のスプリングバックの発生抑制および脆性破壊防止という観点から、降伏比[(降伏耐力/引張強さ)×100(%)]の低い高張力鋼材が望まれている。
【0004】
一方、建築構造物においては、高層化、大スパン化に伴って、高い許容応力度を有しつつ、且つ巨大地震に対して大きな塑性変形能を有する低降伏比で590MPa以上の鋼材の必要性が増している。
【0005】
また、橋梁においても、合理化橋や限界状態設計法の導入に合わせて、高い許容応力度と大きな塑性変形能を有する高張力鋼材が望まれているのが実状である。
【0006】
更に、船舶・海洋構造物においては、海難に対する安全性確保の観点から、高い静的エネルギー吸収能と高い衝撃エネルギー吸収能を併せ持った高張力鋼板の出現が待たれている。
【0007】
上記の要望に沿う低降伏比高張力鋼板の製造技術としては、例えば「日本鋼管技報」[No.122(1988),P5〜10]が提案されている。この技術では、Ac3 点以上の温度からなる再加熱焼入れとAc1 点未満の温度での焼戻しとの組合せからなる従来の熱処理(RQ−T)方法と異なり、この二つの熱処理の中間に二相域温度(Ac1 点以上Ac3 点未満)からの焼入れ(Q’)を施すRQ−Q’−T法を主眼とするものである。そしてこの技術では、上記焼入れ(Q’)によって、低硬度で延性に優れるフェライトと硬いベイナイトの二相組織として、降伏比80%以下、引張強さ590MPa以上を得るものである。
【0008】
しかしながら、こうした方法では、従来のRQ−T法に比較して、強度を確保するのに多くの合金元素が必要となるため、溶接割れ感受性が高くならざるを得ず、溶接性に劣り、y形溶接割れ試験での割れ防止予熱温度は100℃と高かった。また、RQ−Q’−Tと3回の熱処理工程を必要とするものであるため、材質が変動し易く、生産性も劣るという問題がある。
【0009】
一方、調質工程が不要の570MPa級鋼の製造方法としては、例えば「川崎製鉄技報」[VOL.30,No.3(1998),P131〜136]が提案されている。この技術では、C含有量を固溶限(約0.02%)未満とし、且つMn,Cu,Ni,NbおよびBを適量添加して、ベイナイト単相化することで570MPa級の38mmおよび75mm厚鋼板を空冷ままで製造できることを開示している。
【0010】
しかしながら、この技術においては、その降伏比は板厚1/4部で77〜80%であり、上記建築用鋼に対する要求値(80%以下)を満足するものの、材質ばらつきを考慮すると、要求値を安定して確保できるレベルとは言えず、しかも引張強さ590MPa級としては適用できない。
【0011】
また、広範囲の板厚において大きな塑性変形能を必要とされる用途に対しては、従来の調質や加速冷却法では板厚による材質変動が大きく、薄肉材では降伏比が高くなり、厚肉材では強度が低下するため、低降伏比高張力鋼材を安定して製造することは困難を伴っていた。
【0012】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、従来技術における上記の課題を解決するためになされたものであって、その目的は、溶接施工において予熱不要で、且つ降伏比75%以下、引張強さ590MPa以上を有する非調質型低降伏比高張力鋼板を提案することにある。
【0013】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成することのできた非調質型低降伏比高張力鋼板とは、C:0.02〜0.04%、固溶B:0.0002〜0.002%を夫々含有すると共に、下記(1)式で表されるCENが0.21〜0.30%の範囲を満足する化学組成を有し、且つベイナイトを主体とし、0.8〜2.5体積%の島状マルテンサイトが分散した組織からなるものである点に要旨を有するものである。
但し、A(c)=0.75+0.25tanh{20([C]−0.12)}
であり、[C ], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [Nb],[V ]および[B ]は、夫々C,Si,Mn,Cu,Ni,Cr,Mo,Nb,VおよびBの含有量(質量%)を示す。
【0014】
本発明の非調質型低降伏比高張力鋼板において、上記(1)式に含まれる化学成分のうち、Si,Mn,NbおよびBの含有量については、Si:0.05〜0.6%、Mn:1.0〜2.5%、Nb:0.005〜0.1%、全B:0.0003〜0.003%であることが好ましい。また、Cu,Ni,Cr,Vの含有量については、Cu:0.05〜1.2%、Ni:0.05〜3%、Cr:0.05〜1.2%、V:0.005〜0.20%であることが好ましい。尚、Cu,Ni,Cr,V等は、鋼板の強度を上昇させるという観点からすれば同効元素であるので、これらの元素の1種以上を適宜選んで含有させるようにすれば良い。
【0015】
但し、上記(1)式に含まれる化学成分は、上記好ましい範囲を外れて含有してもよいことは勿論であり、こうした鋼板も本発明の技術的範囲に含まれるものである。また、本発明の非調質型低降伏比高張力鋼板においては、上記の他、必要によって、(a)sol.Al:0.005〜0.1%、(b)Mo:0.01〜1%、(c)N:0.008%以下(0%を含まない)、およびTiが上記(2)式を満足する量、(d)Ca:0.0005〜0.01%、(e)希土類元素:0.002〜0.02%、等を含有させることも有効であり、これら含有させる成分に応じて高張力鋼板の特性を更に向上させることができる。
【0016】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、非調質で溶接割れ感受性が低く、且つ低降伏比の高張力鋼板が得られる成分系および組織制御に関して様々な角度から検討した。その結果、下記(1)〜(3)に示す知見が得られた。
【0017】
(1)C含有量を適正に低減すると共に、その分固溶B(sol.B)および焼入性向上元素と適正に置き換えることによって、ベイナイト主体の組織とし、これによって590MPa以上の引張強さと予熱不要を達成できること。
(2)体積率で0.8〜2.5%の島状マルテンサイトを、上記ベイナイト母相中に分散生成させることで降伏比75%以下を安定確保できること。
(3)上記成分および組織の制御により、強度に対する冷却速度依存性は極めて小さく、非調質ままで広い板厚範囲をカバーできること。
【0018】
そして、上記知見に基づき更に鋭意研究したところ、上記構成を採用すれば、上記目的が見事に達成されることを見出し、本発明を完成した。以下、本発明の高張力鋼板における特徴である優れた強靱性、低降伏比および良好な溶接性を得る為の化学組成、ミクロ組織の限定理由を、その経緯に沿って説明する。
【0019】
本発明者らは、B系鋼、B−Mo系鋼およびMo系鋼について、強度、降伏比、靱性およびミクロ組織に及ぼすC含有量の影響を調査するために、表1に示す鋼種B〜F(B系鋼)、G〜M(B−Mo系鋼)、N〜R(Mo系鋼)の化学組成を有するスラブを、1200℃に加熱後圧延を820℃で仕上げた後、空冷ままとした20mm厚の鋼板を用いて、引張試験、シャルピー衝撃試験およびミクロ組織観察を行なった。尚、表1中の鋼種Aは、従来のRQ−Q’−T法を適用する低降伏比590MPa級鋼を意味する。
【0020】
【表1】
【0021】
本発明で狙いとした機械的性質の目標値は、降伏耐力(YS:降伏点または0.2%オフセット耐力)が440MPa以上、引張強さ(TS)が590MPa以上、降伏比[YR:(YS/TS)×100(%)]が75%以下、破面遷移温度(vTrs:L方向、板厚1/4部)が0℃以下である。
【0022】
供試材の引張試験およびシャルピー衝撃試験の結果を図1に示す。尚、図1において、○印および□印はB系鋼、△印および◇印はB−Mo系鋼、●印および■印はMo系鋼を夫々示している(後記図2〜5においても同じ)。
【0023】
この結果から次のことが分かる。まず、Mo系鋼はC含有量の増加とともにYS、TSおよびYRは単調に上昇する傾向にあり、TS:590MPa以上では非調質でYRが目標値(75%以下)を満足できない。これに対し、B系鋼およびB−Mo系鋼は今回対象としたC範囲内においてはC含有量の増加に伴い、YSは殆ど変化しないものの、TSは約0.03%Cをピークとする上に凸状の曲線変化を呈する。これより、今回調査した低C領域ではCEN0.21%以上でTS目標値の590MPaを十分満足すると共に、C:0.02〜0.04%の範囲においてYR目標値75%以下も同時に満足する。とりわけB−Mo系鋼ではYRの目標値を満足した上でTS690MPa級が得られることがわかる。
【0024】
そこで、非調質で引張強さ590MPa以上を満足できるB(ボロン)系鋼(鋼種B〜F)およびB−Mo系鋼(鋼種G〜M)を対象にして、強靱性、降伏比とミクロ組織および成分の関係を把握するために、島状マルテンサイト量および固溶B量に及ぼすC含有量の影響を調査した。
【0025】
このとき、島状マルテンサイト量は母相の主構成となるベイナイト組織を電子顕微鏡(TEM)観察することで体積分率を求めた。また、固溶B量は、電解抽出残渣分析法により定量分析を行った。これらの結果を、図2に示す。
【0026】
図2から明らかな様に、島状マルテンサイト量はC含有量に大きく依存し、約0.03%Cをピークとする上に凸状の曲線変化を呈する。C含有量が約0.03%より少ないと島状マルテンサイト相そのものが減り、一方、C含有量が約0.03%より多いと空冷ままで島状マルテンサイト相に代って、セメンタイトを含むC濃縮相を形成する様になる。また、Bは低Cになる程固溶状態で存在することができる様になり、非調質ままでポリゴナイルフェライトやパーライトの発生を抑制した低Cのベイナイト相を主体とした組織を形成する。
【0027】
これらのことから、固溶Bを0.0002%以上とした上で母相とするベイナイト相中に0.8体積%以上の島状マルテンサイト相を分散させることで、TS:590MPa以上とYR:75%以下を同時に満足できる。そのためには、C:0.02〜0.04%とBを含む非調質鋼とする必要がある。また、本成分範囲においてvTrsは目標の0℃以下を十分満足できる(前記図1)。
【0028】
次に、0.03%CのB系、B−Mo系非調質鋼の材質に及ぼす板厚の影響を調査するために、前記表1に示した鋼種S,J(CENが夫々0.231%、0.255%)のスラブを1200℃に加熱後、圧延を820℃で仕上げた後空冷ままとして、板厚が6,10,20,50,75,100(mm)の鋼板を作製した。そして、引張試験、シャルピー衝撃試験およびミクロ組織観察を行ない、これらの特性を800〜500℃間の平均冷却速度(℃/S)で整理した。その結果を、図3および図4に示す。
【0029】
図3から、0.03%CのB系、B−Mo系非調質鋼の強度に及ぼす板厚および冷却速度依存性は極めて小さいことがわかる。また、図4から、板厚が増大すると変態温度域での冷却速度が遅くなるため、固溶B量が減少して2相(C希薄相、C濃縮相)分離が進み、島状マルテンサイト量が増加する。そして、島状マルテンサイト量が増加すると母材靱性が劣化する。
【0030】
以上のことから、厚肉まで目標の強度および降伏比を満足し、且つ良好な母材靱性を具備させる必要がある場合には、固溶Bを0.0002%以上、島状マルテンサイト分率を0.8〜2.5%とし、且つ本発明で規定する範囲内で適宜炭素当量のCENを上昇させることによって適用板厚が拡大できることがわかる。例えば、本発明で規定する範囲内でCEN:0.23%およびそれ以上では100mm厚迄同一鋼種で以って目標特性を具備できるものとなる。
【0031】
上記で目標材質を満足する低C−B系および低C−B−Mo系非調質鋼において、溶接性からくる成分制約を求めるために、前記表1の鋼種TのB添加非調質鋼(20、100mm厚)および鋼種U,V,WのB−Mo添加非調質鋼(20、100mm厚)について、JIS Z 3158に従ってy形溶接割れ試験を行ない、低温割れ防止予熱温度Tcrを求めた。その結果を、図5に示す。
【0032】
この結果から明らかな様に、低温割れ防止予熱温度Tcrを25℃以下(予熱不要)とするためには、CENを0.30%以下とすることが必要であることが分かる。
【0033】
これらの知見から、予熱不要で且つYR:75%以下の引張強さ:590MPa級以上の特性を具備させるためには、化学組成としてC:0.02〜0.04%、固溶B:0.0002〜0.002%含有して、CEN:0.21〜0.30%とすることと非調質の組合せで、ベイナイトを主体とし、0.8〜2.5体積%の島状マルテンサイトが分散した組織を形成することが必要であることが判明した。
【0034】
次に、本発明の高張力鋼板における化学成分組成の限定理由について説明する。まず、本発明では、上記の様にC:0.02〜0.04%、固溶B:0.0002〜0.002%を含有する必要があるが、これらの元素の範囲限定理由は、次の通りである。
【0035】
C:0.02〜0.04%
Cは、高張力鋼としての強度と低降伏比を確保するために必要な元素であり、引張強さ:590MPa級以上の強度と、75%以下の降伏比を得るためには、Cの固溶限以上の添加が必要である。こうした観点から、C含有量は0.02%以上とする必要がある。また、C含有量が0.04%を超えて過剰になると、例えば低C−B系鋼の場合では、CがM23(CB)6 の形で固溶Bと化合して焼入性を低下させると共に、Cがセメンタイトを含むC濃縮相を形成する様になるので、引張強さが低下し、降伏比が上昇するため、上記目標値を満足できない。また、耐溶接割れ性も劣化する。従って、C含有量は0.02〜0.04%とする必要がある。
【0036】
固溶B:0.0002〜0.002%
Bは、固溶状態でオーステナイト粒界に偏析した場合強度を向上させ、低C系でもベイナイト組織を安定して生成させるのに不可欠の元素である。その効果を発揮させるには、固溶B量で0.0002%以上必要である。一方、固溶B量が0.002%を超えると、強度向上効果が飽和するとともに、母材靱性および溶接性を劣化させる。従って、固溶B量は0.0002〜0.002%とする必要がある。また、同様の観点から、全B含有量は、0.0003〜0.003%の範囲とすることが好ましい。
【0037】
本発明の非調質型低降伏比高張力鋼板において、上記(1)式に含まれる化学成分のうち、Si,MnおよびNbの含有量については、Si:0.05〜0.6%、Mn:1.0〜2.5%、Nb:0.005〜0.1%であることが好ましい。また、Cu,Ni,Cr,Vの含有量については、Cu:0.05〜1.2%、Ni:0.05〜3%、Cr:0.05〜1.2%、V:0.005〜0.20%であることが好ましい。尚、Cu,Ni,Cr,V等は、鋼板の強度を上昇させるという観点からすれば同効元素であるので、これらの元素の1種以上を適宜選んで含有させるようにすれば良い。これらの元素の範囲限定理由は、次の通りである。
【0038】
Si:0.05〜0.6%
Siは、脱酸に必要な元素であるが、含有量が0.05%未満では、この効果が少なく、また0.6%を超えて過多に添加すると島状マルテンサイトを増加させて、母材靱性および溶接性を劣化させる。従って、Si含有量は0.05〜0.6%の範囲とすることが好ましい。
【0039】
Mn:1.0〜2.5%
Mnは、ベイナイト組織鋼の組織を得る為に有効な元素であり、1.0%未満ではこの効果に乏しく、一方、2.5%を超えて過多に含有すると母材靱性および溶接性を劣化させる。従って、Mn含有量は1.0〜2.5%とするのが好ましい。尚、硫化物系介在物の低減による鋼板の耐水素誘起割れを向上させる観点からして、より好ましい上限は2.0%である。
【0040】
Nb:0.005〜0.1%
Nbは、結晶粒微細化作用を有し、低C−B系鋼の場合に非調質でも変態強化作用をもたらす元素である。その効果を得るためには、Nb含有量は0.005%以上とすることが好ましいが、0.10%を超えて含有させると、靱性および溶接性を劣化させる傾向にある。従って、Nb含有量は0.005〜0.1%とすることが好ましい。尚、溶接熱影響部(HAZ)靱性確保の点からして、より好ましくは上限を0.05%とするのが良い。
【0041】
Cu:0.05〜1.2%、Ni:0.05〜3%、Cr:0.05〜1.2
%、V:0.005〜0.20%よりなる群から選ばれる1種以上
Cu,Ni,CrおよびVは、鋼板の強度を上昇させるという観点からすれば同効元素であり、鋼板の板厚、目標強度・靱性のレベルに応じてこれらの元素の1種以上を含有させれば良い。これらの元素の各作用は、下記の通りである。
【0042】
Cuは、固溶強化による強度上昇に有効な元素である。Cu含有量が0.05%未満ではこのような効果を十分に発揮できず、また1.2%を超えて添加すると、ε−Cu相の析出が顕著になって母材靱性を劣化させるとともに熱間割れが発生し易くなる。従って、Cu含有量は0.05〜1.0wt%の範囲とするのが好ましい。
【0043】
Niは、強度および靱性を向上し、またCuの添加による熱間加工性の劣化を抑制する。Niの含有量が0.05%未満ではその十分な効果は得られず、また3%を超えて含有させると、スケール疵が発生し易くなり、またコストアップにもなる。従って、Ni含有量は0.05〜3%の範囲とすることが好ましい。
【0044】
Crは、強度上昇に有効な元素である。Crの含有量が0.05%未満ではその効果を十分発揮できず、また1.2%を超えて含有させると溶接性を害する。従って、Cr含有量は0.05〜1.2%の範囲とすることが好ましい。
【0045】
Vは、強度上昇に有効な元素であり、その効果を得るためには、0.005%以上含有させることが好ましいが、0.20%を超えて含有させても、その効果が飽和するとともに溶接性を害する。
【0046】
前述の如く、上記(1)式に含まれる化学成分は、上記好ましい範囲を外れて含有してもよいことは勿論であり、こうした鋼板も本発明の技術的範囲に含まれるものである。また、本発明の非調質型低降伏比高張力鋼板においては、上記の成分の他は鉄および不可避不純物からなるものであるが、必要によって、(a)sol.Al:0.005〜0.1%、(b)Mo:0.01〜1%、(c)N:0.008%以下(0%を含まない)、およびTiが上記(2)式を満足する量、(d)Ca:0.0005〜0.01%、(e)希土類元素:0.002〜0.02%、等を含有させることも有効であり、これら含有させる成分に応じて高張力鋼板の特性を更に向上させることができる。これらの成分の範囲限定理通は下記の通りである。尚、これらの成分以外にも、本発明の高張力鋼板においては、その特性を阻害しない程度の微量成分も含み得るものであり、こうした高張力鋼板も本発明の範囲に含まれるものである。
【0047】
sol.Al:0.005〜0.1%
sol.Alは脱酸元素であり、その含有量が0.005%未満ではそのような効果が発揮されず、また0.1%を超えて過剰に含有されると靱性の劣化をもたらす。従って、sol.Alの含有量は0.005〜0.1%の範囲とすることが好ましい。
【0048】
Mo:0.01〜1%
Moは、非調質ままでも焼入性向上に有効な元素であり、とりわけ引張強さ590MPa級鋼の厚肉材での強度確保、あるいは更なる強度グレードの鋼を得る場合に有効であり、必要によって含有される。そうした効果を発揮させる為には、0.01%以上含有させることが好ましいが、1%を超えて過剰に含有させると溶接性および溶接熱影響部靱性を劣化させる。従って、Moの含有量は0.01〜1%とすることが好ましい。
【0049】
N:0.008%以下(0%を含まない)、およびTiが上記(2)式を満足
する量
Nは少量ほどBによる焼入性向上によく効く元素である。Nの含有量が0.008%超えると、Tiの含有量を適切にしても母材靱性を劣化させる。従って、N含有量は0.008%以下とするのが好ましい。
【0050】
一方、Tiは脱酸作用並びに固溶Nの固定化によるBの焼入性向上効果の促進作用を有する。固溶Nを完全に固定させる為には、TiをN含有量[N] の化学当量分[(47.9/14.0)×[N] ]以上を含有させることが好ましく、それ未満になると固溶Bが析出物(BN等)の形で析出して焼入性が低下するため、ベイナイト相分率が低くなって強度低下を惹き起こす。また、Tiの含有量が0.05%を超すると、母材靱性を劣化させることになる。従って、Tiの含有量は( 47.9/14.0) ×[N]〜0.05%の範囲とすることが好ましい。
【0051】
Ca:0.0005〜0.01%
Caは非金属介在物の球状化作用を有し、異方性の低減に有効であるが、含有量が0.0005%未満では、その十分な効果は得られず、また0.01%を超えて含有させると介在物の増加により靱性が劣化する。従って、Ca含有量は0.0005〜0.01%の範囲とすることが好ましい。
【0052】
希土類元素:0.002〜0.02%
希土類元素(以下、「REM」と略記する)は、そのオキシサルファイドとしてTiN共存下でオーステナイト異常粒成長を抑制して溶接熱影響部の靱性を向上させる元素であるが、0.002%未満ではこうした効果が発揮されず、0.02%を超えて過剰に含有されると鋼の清浄度を悪くして内部欠陥を発生させる。従って、REMの含有量は0.002〜0.02%の範囲とするのが好ましい。尚、REMとは、周期律表第3属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等の17元素の総称であり、本発明ではこれらの元素のいずれをも使用できる。
【0053】
ところで、本発明の高張力鋼板においては、前記(1)式で表されるCENが0.21〜0.30%の範囲である必要があるが、その理由は次の通りである。このCENは、溶接熱影響部の硬化性を表現する炭素当量であるが、このCENが0.21%未満では厚肉材で引張強さ590MPa級を満足できなくなる。また、CENが0.30%を超えると溶接性を害するため、溶接時に予熱が必要となる。従って、CENは0.21〜0.30%の範囲とする必要がある。
【0054】
本発明の高張力鋼板のミクロ組織は、ベイナイトを主体とし、0.8〜2.5体積%で島状マルテンサイトが分散した組織とする必要がある。ベイナイト相への島状マルテンサイト相の混合は、引張強さ590MPa級以上を確保しつつ、且つ降伏比の低減に極めて有効である。島状マルテンサイト量(体積率)が0.8体積%未満のベイナイト組織では、降伏比75%以下を満足できない。一方、島状マルテンサイト量(体積率)が2.5体積%を超えると、母材靱性を劣化させる。従って、母相としてのベイナイト主体組織での島状マルテンサイトの体積率を0.8〜2.5体積%の範囲とする必要がある。
【0055】
以下、実施例によって本発明を更に具体的に示すが、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。
【0056】
【実施例】
前記表1に示した化学成分組成および下記表2,3に示す化学成分組成を有する各鋼種の溶製スラブを制御圧延(CR)して6〜100mm厚の鋼板を製造した。
【0057】
【表2】
【0058】
【表3】
【0059】
それぞれの板から引張試験片(JIS、T方向)およびシャルピー衝撃試験片(JIS、t/4、L方向)を採取し、引張試験および衝撃試験を実施した。また、ミクロ組織を電子顕微鏡で観察して、島状マルテンサイト量を求めるとともに、電解抽出残渣分析により、固溶Bの定量分析を行った。
【0060】
更に上記鋼板の溶接性を評価するために、JIS Z 3158に従うy形溶接割れ試験片を採取して、溶接割れ防止予熱温度Tcrを測定した。これらの試験結果を、製造条件と共に表4〜8に示す。
【0061】
【表4】
【0062】
【表5】
【0063】
【表6】
【0064】
【表7】
【0065】
【表8】
【0066】
まず、実験No.1のものでは、RQ−Q’−Tで製造した従来の20mm厚の低降伏比590MPa級鋼板である。実験No.2〜6,7〜13、14〜18は、夫々B系、B−Mo系、Mo系の20mm厚の非調質鋼板の材質におよぼすC含有量の影響を示したものである。実験No.19〜24,25〜29は、夫々B系、B−Mo系の非調質鋼板の材質におよぼす板厚(冷却速度)依存性を示したものである。
【0067】
実験No.30〜35はB系、B−Mo系の非調質鋼板の溶接性におよぼす炭素当量の影響を示したものである。また、実験No.36〜38はB系、B−Mo系の非調質鋼板の材質におよぼすSi含有量の影響を示したものである。更に、実験No.39〜44はB系、B−Mo系の非調質鋼板の材質におよぼすMn含有量の影響を示す。
【0068】
実験No.45、46は、B系の非調質鋼板の材質におよぼす酸固溶Al(Sol.Al)含有量の影響を示したものである。実験No.47〜50は、B系非調質鋼板の材質におよぼすNb含有量の影響を示したものである。実験No.51〜55は、0.03%C非調質鋼板の材質におよぼすB含有量の影響を示したものである。
【0069】
実験No.56、57は、B系非調質鋼板の材質におよぼすN含有量の影響を示したものである。実験No.58〜60は、B系非調質鋼板の材質におよぼすMo含有量の影響を示したものである。実験No.61〜63は、B系非調質鋼板の材質におよぼすCu含有量の影響を示したものである。
【0070】
実験No.64〜68は、B系非調質鋼板の材質におよぼすTi含有量の影響を示す。実験No.69は、B系非調質鋼板の材質におよぼすNi含有量の影響を示したものである。実験No.70〜72は、B系非調質鋼板の材質におよぼすCr含有量の影響を示したものである。
【0071】
実験No.73〜78は、B系、B−Mo系非調質鋼板におよぼすV含有量の影響を示したものである。実験No.79〜83は、B系、B−Mo系非調質鋼板の材質におよぼすCa含有量の影響を示したものである。
【0072】
実験No.84〜87はB系、B〜Mo系非調質鋼板の材質におよぼすREM含有量の影響を示したものである。実験No.88〜91は、B系、B−Mo系非調質鋼板の材質におよぼす圧延仕上温度の影響を示す。
【0073】
これらの結果から明らかなように、本発明で規定する化学成分およびミクロ組織を有する鋼板は、降伏耐力(YS):440MPa以上、引張強さ(TS):590MPa以上、降伏比(YR):75%以下および破面遷移温度(vTrs):0℃以下の機械的特性を有すると共に、y形溶接割れ試験での割れ防止予熱温度Tcrが25℃以下と予熱を必要としないものである。
【0074】
これに対して、比較例のものでは、降伏耐力、引張強さ、降伏比および割れ防止予熱温度の目標特性のいずれかが満足できない。
【0075】
【発明の効果】
本発明は以上の様に構成されており、溶接施工において予熱不要で、降伏比75%以下、および引張強さ590MPaを有する高張力鋼板が実現できたものであり、こうした鋼板は、コンクリート充填鋼管柱を含む建築用、耐震橋梁用、高グレードラインパイプ用および船体外板等の590MPa級鋼板を対象として低降伏比と予熱不要の特性を広い板厚範囲の非調質鋼で具備させるものであり、製造および溶接施工に対して省工程、コスト低減および省エネルギーの派生効果を生むものである。
【図面の簡単な説明】
【図1】B系、B−Mo系およびMo系の非調質鋼板の機械的性質におよぼすC含有量の影響を示すグラフである。
【図2】島状マルテンサイト量および固溶B量におよぼすC含有量の影響を示すグラフである。
【図3】B系、B−Mo系の非調質鋼板の機械的性質におよぼす板厚の影響を平均冷却速度で整理したグラフである。
【図4】B系、B−Mo系の非調質鋼板の島状マルテンサイト量および固溶B量の影響を平均冷却速度で整理したグラフである。
【図5】JIS Z 3158による低温割れ防止予熱温度におよぼす炭素当量(CEN)の影響を示すグラフである。
[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a non-tempered high-tensile steel sheet for welded structures having a large plastic deformability, excellent weldability, and a tensile strength of 590 MPa or more.
[0002]
[Prior art]
High-strength steel sheets for welded structures with a tensile strength of 590 MPa or more are widely used for line pipes, buildings / bridges, shipbuilding / sea structures, etc. in conjunction with the increase in size and performance of steel structures. ing.
[0003]
In such high-tensile steel sheets, the yield strength increases as the tensile strength increases, while the uniform elongation decreases. Therefore, it is a general metallurgical phenomenon that the plastic deformability decreases. However, in line pipes, high tensile strength steel materials with a low yield ratio [(yield strength / tensile strength) × 100 (%)] are desired from the viewpoint of suppressing the occurrence of springback and preventing brittle fracture during steel pipe forming. Yes.
[0004]
On the other hand, in building structures, the need for a steel material with a low yield ratio of 590 MPa or more that has a high allowable stress level and a large plastic deformability against a huge earthquake with an increase in the height and span. Is increasing.
[0005]
As for bridges, high-strength steel materials having a high allowable stress level and a large plastic deformability are desired in accordance with the introduction of rationalized bridges and limit state design methods.
[0006]
Furthermore, in ships and offshore structures, the appearance of high-tensile steel sheets having both high static energy absorption capability and high impact energy absorption capability is awaited from the viewpoint of ensuring safety against marine accidents.
[0007]
As a manufacturing technique of a low yield ratio high tensile steel sheet that meets the above-mentioned demand, for example, “Japan Steel Pipe Technical Report” [No. 122 (1988), P5-10]. In this technique, unlike the conventional heat treatment (RQ-T) method, which is a combination of reheating quenching at a temperature of Ac 3 point or higher and tempering at a temperature of less than Ac 1 point, there are two methods between these two heat treatments. The main focus is on the RQ-Q′-T method in which quenching (Q ′) is performed from the phase temperature (Ac 1 point or more and less than Ac 3 point). In this technique, the quenching (Q ′) obtains a yield ratio of 80% or less and a tensile strength of 590 MPa or more as a two-phase structure of ferrite and hard bainite having low hardness and excellent ductility.
[0008]
However, in such a method, compared with the conventional RQ-T method, since many alloy elements are required to ensure the strength, the weld crack sensitivity is inevitably increased, the weldability is inferior, and y The crack prevention preheating temperature in the shape welding crack test was as high as 100 ° C. Moreover, since it requires RQ-Q′-T and three heat treatment steps, there is a problem that the material is likely to fluctuate and the productivity is inferior.
[0009]
On the other hand, as a method for producing a 570 MPa grade steel that does not require a tempering process, for example, “Kawasaki Steel Technical Report” [VOL. 30, no. 3 (1998), P131-136]. In this technique, the C content is less than the solid solubility limit (about 0.02%), and Mn, Cu, Ni, Nb and B are added in an appropriate amount to form a bainite single phase, whereby 570 MPa class 38 mm and 75 mm. It discloses that a thick steel plate can be produced with air cooling.
[0010]
However, in this technique, the yield ratio is 77 to 80% at a thickness of 1/4, which satisfies the required value (80% or less) for the construction steel, but considering the material variation, the required value. Can not be said to be a level that can be secured stably, and it cannot be applied as a tensile strength of 590 MPa class.
[0011]
For applications that require a large plastic deformability over a wide range of plate thicknesses, the conventional tempering and accelerated cooling methods have large material variations due to plate thickness, and thin-walled materials have a higher yield ratio, resulting in thicker walls. Since the strength of the steel decreases, it has been difficult to stably produce a high yield steel material having a low yield ratio.
[0012]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention has been made in order to solve the above-described problems in the prior art, and the purpose thereof is non-tempering that does not require preheating in welding construction, has a yield ratio of 75% or less, and a tensile strength of 590 MPa or more. The purpose is to propose a high-strength steel plate with a low yield ratio.
[0013]
[Means for Solving the Problems]
The non-tempered low yield ratio high-tensile steel sheet that could achieve the above-mentioned objectives contained C: 0.02 to 0.04%, solute B: 0.0002 to 0.002%, respectively. CEN represented by the following formula (1) has a chemical composition satisfying the range of 0.21 to 0.30%, is mainly composed of bainite, and is 0.8 to 2.5% by volume of island martensite. It has a gist in that it consists of a dispersed structure.
However, A (c) = 0.75 + 0.25tanh {20 ([C] −0.12)}
[C 1], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [Nb], [V] and [B] are C, Si and Mn, respectively. , Cu, Ni, Cr, Mo, Nb, V and B content (% by mass).
[0014]
In the non-tempered low yield ratio high tension steel sheet of the present invention, among the chemical components included in the above formula (1), the contents of Si, Mn, Nb and B are as follows: Si: 0.05 to 0.6 %, Mn: 1.0 to 2.5%, Nb: 0.005 to 0.1%, and total B: 0.0003 to 0.003%. Moreover, about content of Cu, Ni, Cr, and V, Cu: 0.05-1.2%, Ni: 0.05-3%, Cr: 0.05-1.2%, V: 0. It is preferable that it is 005 to 0.20%. Cu, Ni, Cr, V, and the like are effective elements from the viewpoint of increasing the strength of the steel sheet. Therefore, one or more of these elements may be appropriately selected and contained.
[0015]
However, it goes without saying that the chemical component contained in the formula (1) may be contained outside the above preferred range, and such a steel sheet is also included in the technical scope of the present invention. In the non-tempered low yield ratio high tensile steel sheet of the present invention, in addition to the above, if necessary, (a) sol. Al: 0.005 to 0.1%, (b) Mo: 0.01 to 1%, (c) N: 0.008% or less (excluding 0%), and Ti is the above formula (2) It is also effective to contain a satisfactory amount, (d) Ca: 0.0005 to 0.01%, (e) rare earth element: 0.002 to 0.02%, etc., depending on the components to be contained The characteristics of the high-tensile steel plate can be further improved.
[0016]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The inventors of the present invention have studied from various angles regarding the component system and the structure control that can obtain a high-tensile steel sheet with low tempering, low weld cracking sensitivity, and low yield ratio. As a result, the knowledge shown in the following (1) to (3) was obtained.
[0017]
(1) While appropriately reducing the C content, and appropriately replacing it with the solid solution B (sol. B) and the hardenability improving element, a bainite-based structure is obtained, whereby a tensile strength of 590 MPa or more is obtained. Achieving unnecessary preheating.
(2) A stable yield ratio of 75% or less can be ensured by dispersing and producing island-shaped martensite having a volume ratio of 0.8 to 2.5% in the bainite matrix.
(3) By controlling the above components and structure, the cooling rate dependence on strength is extremely small, and a wide plate thickness range can be covered while remaining unheated.
[0018]
As a result of further diligent research based on the above findings, the inventors have found that the above object can be achieved brilliantly by adopting the above configuration, and completed the present invention. Hereinafter, the reasons for limiting the chemical composition and microstructure for obtaining excellent toughness, low yield ratio and good weldability, which are the characteristics of the high-strength steel sheet of the present invention, will be described.
[0019]
In order to investigate the influence of the C content on the strength, yield ratio, toughness, and microstructure of the B steel, B-Mo steel, and Mo steel, the present inventors have shown the steel types B to B shown in Table 1. A slab having a chemical composition of F (B-based steel), G to M (B-Mo based steel), and N to R (Mo based steel) is heated to 1200 ° C. and rolled at 820 ° C., and then air-cooled. A 20 mm thick steel sheet was used to conduct a tensile test, Charpy impact test, and microstructure observation. In addition, the steel type A in Table 1 means a low yield ratio 590 MPa class steel to which the conventional RQ-Q′-T method is applied.
[0020]
[Table 1]
[0021]
The target values of mechanical properties aimed at in the present invention are: yield strength (YS: yield point or 0.2% offset proof stress) of 440 MPa or more, tensile strength (TS) of 590 MPa or more, yield ratio [YR: (YS / TS) × 100 (%)] is 75% or less, and the fracture surface transition temperature (vTrs: L direction, plate thickness ¼ part) is 0 ° C. or less.
[0022]
The results of the tensile test and Charpy impact test of the specimen are shown in FIG. In FIG. 1, ◯ and □ marks indicate B-based steel, △ and ◇ marks indicate B-Mo-based steel, and ● and ■ marks indicate Mo-based steel, respectively (also in FIGS. 2 to 5 described later). the same).
[0023]
From this result, the following can be understood. First, in the case of Mo-based steel, YS, TS and YR tend to increase monotonically as the C content increases. When TS is 590 MPa or higher, the steel is not tempered and YR cannot satisfy the target value (75% or lower). On the other hand, B steel and B-Mo steel have a peak at about 0.03% C, although YS hardly changes with increasing C content within the C range targeted this time. Presents an upward convex curve change. As a result, in the low C region investigated this time, the TS target value of 590 MPa is sufficiently satisfied when CEN is 0.21% or more, and the YR target value of 75% or less is simultaneously satisfied in the range of C: 0.02 to 0.04%. . In particular, it can be seen that the TS-690 MPa class is obtained with the B-Mo steel after satisfying the target value of YR.
[0024]
Therefore, toughness, yield ratio, and micro, for B (boron) steels (steel grades B to F) and B-Mo steels (steel grades G to M), which are non-tempered and can satisfy a tensile strength of 590 MPa or more. In order to grasp the relationship between the structure and the components, the influence of the C content on the amount of island martensite and the amount of dissolved B was investigated.
[0025]
At this time, the amount of island-like martensite was determined by observing the bainite structure, which is the main component of the parent phase, with an electron microscope (TEM). Further, the solid solution B amount was quantitatively analyzed by electrolytic extraction residue analysis. These results are shown in FIG.
[0026]
As apparent from FIG. 2, the amount of island martensite greatly depends on the C content, and exhibits a convex curve change with a peak at about 0.03% C. When the C content is less than about 0.03%, the island-like martensite phase itself is reduced. On the other hand, when the C content is more than about 0.03%, the cementite is replaced with the island-like martensite phase by air cooling. A C-concentrated phase containing is formed. In addition, B becomes able to exist in a solid solution state as the C becomes lower, and forms a structure mainly composed of a low C bainite phase that is not tempered and suppresses the generation of polygonal ferrite and pearlite. .
[0027]
Based on these facts, TS: 590 MPa or more and YR can be obtained by dispersing 0.8% by volume or more of the island-like martensite phase in the bainite phase as the parent phase after setting the solid solution B to 0.0002% or more. : 75% or less can be satisfied at the same time. For that purpose, it is necessary to use non-heat treated steel containing C: 0.02 to 0.04% and B. Further, in this component range, vTrs can sufficiently satisfy the target of 0 ° C. or lower (FIG. 1).
[0028]
Next, in order to investigate the influence of the plate thickness on the material of the 0.03% C B-type and B-Mo type non-heat treated steel, the steel types S and J (CEN is 0.00. 231%, 0.255%) slabs were heated to 1200 ° C, finished rolling at 820 ° C and then left air-cooled to produce steel sheets with thicknesses of 6, 10, 20, 50, 75, 100 (mm) did. And the tension test, the Charpy impact test, and the microstructure observation were performed, and these characteristics were arranged by the average cooling rate (degreeC / S) between 800-500 degreeC. The results are shown in FIG. 3 and FIG.
[0029]
From FIG. 3, it can be seen that the dependence on the thickness and cooling rate on the strength of 0.03% C B-based and B-Mo non-heat treated steel is extremely small. From FIG. 4, as the plate thickness increases, the cooling rate in the transformation temperature range decreases, so the amount of dissolved B decreases and the separation of two phases (C dilute phase, C concentrated phase) proceeds, and island martensite. The amount increases. And when the amount of island-like martensite increases, the base material toughness deteriorates.
[0030]
From the above, when it is necessary to satisfy the target strength and yield ratio up to a thick wall and to have good base material toughness, the solid solution B is 0.0002% or more, and the island-like martensite fraction It can be seen that the applied plate thickness can be increased by increasing the carbon equivalent CEN appropriately within the range specified by the present invention within a range of 0.8 to 2.5%. For example, within the range defined by the present invention, CEN: 0.23% and beyond, the target steel can be provided with the same steel type up to a thickness of 100 mm.
[0031]
In the low CB and low CB-Mo non-heat treated steels satisfying the target material as described above, in order to obtain the component constraints resulting from weldability, the B-added non-heat treated steel of steel type T in Table 1 above. (20, 100 mm thickness) and B-Mo-added non-tempered steel (20, 100 mm thickness) of steel types U, V, and W are subjected to a y-type weld cracking test according to JIS Z 3158 to determine a cold cracking prevention preheating temperature Tcr. It was. The result is shown in FIG.
[0032]
As is apparent from this result, it is understood that CEN needs to be 0.30% or less in order to set the low temperature cracking prevention preheating temperature Tcr to 25 ° C. or less (no preheating is required).
[0033]
From these findings, preheating is not required, and YR: 75% or less, tensile strength: 590 MPa class or more, in order to have a chemical composition C: 0.02-0.04%, solute B: 0 .0002 to 0.002% content, CEN: 0.21 to 0.30% in combination with non-tempered, bainite as the main component, 0.8 to 2.5 vol% island martens It turned out that the site needed to form a distributed organization.
[0034]
Next, the reason for limiting the chemical component composition in the high-tensile steel sheet of the present invention will be described. First, in the present invention, it is necessary to contain C: 0.02 to 0.04% and solute B: 0.0002 to 0.002% as described above. It is as follows.
[0035]
C: 0.02 to 0.04%
C is an element necessary for ensuring the strength and low yield ratio as high-tensile steel. In order to obtain a tensile strength: a strength of 590 MPa or higher and a yield ratio of 75% or lower, Addition beyond the solubility limit is necessary. From such a viewpoint, the C content needs to be 0.02% or more. Also, if the C content exceeds 0.04% and becomes excessive, for example, in the case of a low CB steel, C combines with solute B in the form of M23 (CB) 6 to lower the hardenability. At the same time, C forms a C-concentrated phase containing cementite, so that the tensile strength decreases and the yield ratio increases, so that the target value cannot be satisfied. In addition, the weld crack resistance deteriorates. Therefore, the C content needs to be 0.02 to 0.04%.
[0036]
Solid solution B: 0.0002 to 0.002%
B is an element indispensable for improving the strength when segregated at the austenite grain boundary in a solid solution state, and stably generating a bainite structure even in a low C system. In order to exert the effect, 0.0002% or more is required in the amount of dissolved B. On the other hand, if the amount of solute B exceeds 0.002%, the strength improvement effect is saturated and the base metal toughness and weldability are deteriorated. Therefore, the amount of dissolved B needs to be 0.0002 to 0.002%. From the same viewpoint, the total B content is preferably in the range of 0.0003 to 0.003%.
[0037]
In the non-tempered low yield ratio high tension steel sheet of the present invention, among the chemical components included in the above formula (1), the contents of Si, Mn and Nb are as follows: Si: 0.05 to 0.6%, It is preferable that Mn is 1.0 to 2.5% and Nb is 0.005 to 0.1%. Moreover, about content of Cu, Ni, Cr, and V, Cu: 0.05-1.2%, Ni: 0.05-3%, Cr: 0.05-1.2%, V: 0. It is preferable that it is 005 to 0.20%. Cu, Ni, Cr, V, and the like are effective elements from the viewpoint of increasing the strength of the steel sheet. Therefore, one or more of these elements may be appropriately selected and contained. The reasons for limiting the ranges of these elements are as follows.
[0038]
Si: 0.05-0.6%
Si is an element necessary for deoxidation. However, if the content is less than 0.05%, this effect is small, and if it is added in excess of 0.6%, the island-like martensite is increased and the matrix is increased. Deteriorates material toughness and weldability. Therefore, the Si content is preferably in the range of 0.05 to 0.6%.
[0039]
Mn: 1.0 to 2.5%
Mn is an effective element for obtaining the structure of bainite structure steel, and if it is less than 1.0%, this effect is poor. On the other hand, if it exceeds 2.5%, the base metal toughness and weldability deteriorate. Let Therefore, the Mn content is preferably 1.0 to 2.5%. From the viewpoint of improving hydrogen-induced cracking of the steel sheet due to the reduction of sulfide inclusions, a more preferable upper limit is 2.0%.
[0040]
Nb: 0.005 to 0.1%
Nb is an element having a crystal grain refining effect and a transformation strengthening effect even in the case of non-tempered steel in the case of a low CB steel. In order to obtain the effect, the Nb content is preferably 0.005% or more. However, if the Nb content exceeds 0.10%, the toughness and weldability tend to be deteriorated. Therefore, the Nb content is preferably 0.005 to 0.1%. In view of securing the weld heat affected zone (HAZ) toughness, the upper limit is more preferably 0.05%.
[0041]
Cu: 0.05-1.2%, Ni: 0.05-3%, Cr: 0.05-1.2
%, V: one or more selected from the group consisting of 0.005 to 0.20% Cu, Ni, Cr and V are effective elements from the viewpoint of increasing the strength of the steel sheet. What is necessary is just to contain 1 or more types of these elements according to the level of thickness, target strength, and toughness. Each action of these elements is as follows.
[0042]
Cu is an element effective for increasing the strength by solid solution strengthening. When the Cu content is less than 0.05%, such an effect cannot be sufficiently exhibited. When the Cu content exceeds 1.2%, the precipitation of the ε-Cu phase becomes remarkable and the base material toughness is deteriorated. Hot cracking is likely to occur. Therefore, the Cu content is preferably in the range of 0.05 to 1.0 wt%.
[0043]
Ni improves strength and toughness, and suppresses deterioration of hot workability due to the addition of Cu. If the Ni content is less than 0.05%, the sufficient effect cannot be obtained. If the Ni content exceeds 3%, scale flaws are liable to occur and the cost increases. Therefore, the Ni content is preferably in the range of 0.05 to 3%.
[0044]
Cr is an element effective for increasing the strength. If the Cr content is less than 0.05%, the effect cannot be exhibited sufficiently. If the Cr content exceeds 1.2%, the weldability is impaired. Therefore, the Cr content is preferably in the range of 0.05 to 1.2%.
[0045]
V is an element effective for increasing the strength. In order to obtain the effect, V is preferably contained in an amount of 0.005% or more, but even if contained over 0.20%, the effect is saturated. Damage to weldability.
[0046]
As described above, the chemical component included in the formula (1) may of course be included outside the above preferred range, and such a steel sheet is also included in the technical scope of the present invention. Further, in the non-tempered low yield ratio high strength steel sheet of the present invention, in addition to the above components, it is composed of iron and inevitable impurities, but if necessary, (a) sol. Al: 0.005 to 0.1%, (b) Mo: 0.01 to 1%, (c) N: 0.008% or less (excluding 0%), and Ti is the above formula (2) It is also effective to contain a satisfactory amount, (d) Ca: 0.0005 to 0.01%, (e) rare earth element: 0.002 to 0.02%, etc., depending on the components to be contained The characteristics of the high-tensile steel plate can be further improved. The range limitation of these components is as follows. In addition to these components, the high-tensile steel plate of the present invention can also contain trace components that do not impair the properties thereof, and such high-tensile steel plates are also included in the scope of the present invention.
[0047]
sol. Al: 0.005 to 0.1%
sol. Al is a deoxidizing element, and if its content is less than 0.005%, such an effect is not exhibited, and if it exceeds 0.1% and it is excessively contained, toughness is deteriorated. Therefore, sol. The Al content is preferably in the range of 0.005 to 0.1%.
[0048]
Mo: 0.01 to 1%
Mo is an element effective for improving the hardenability even in a non-tempered state, and particularly effective for securing strength with a thick material of a tensile strength of 590 MPa class steel, or obtaining a steel of a further strength grade, Contains if necessary. In order to exert such an effect, it is preferable to contain 0.01% or more, but if it exceeds 1%, the weldability and the weld heat affected zone toughness are deteriorated. Therefore, the Mo content is preferably 0.01 to 1%.
[0049]
N: 0.008% or less (excluding 0%), and Ti satisfies the above formula (2)
The smaller the amount N, the better the effect of B on the hardenability. If the N content exceeds 0.008%, the toughness of the base material is deteriorated even if the Ti content is made appropriate. Therefore, the N content is preferably 0.008% or less.
[0050]
On the other hand, Ti has a deoxidizing action and a promoting action of improving the hardenability of B by fixing solute N. In order to completely fix the solid solution N, it is preferable to contain Ti with a chemical equivalent of [N] [N] [[47.9 / 14.0) × [N]] or more. Then, the solid solution B precipitates in the form of precipitates (BN or the like) and the hardenability is lowered, so that the bainite phase fraction is lowered and the strength is lowered. Further, if the Ti content exceeds 0.05%, the base material toughness is deteriorated. Therefore, the Ti content is preferably in the range of (47.9 / 14.0) × [N] to 0.05%.
[0051]
Ca: 0.0005 to 0.01%
Ca has a spheroidizing action of non-metallic inclusions and is effective in reducing anisotropy. However, if the content is less than 0.0005%, the sufficient effect cannot be obtained, and 0.01% If it is contained in excess, the toughness deteriorates due to an increase in inclusions. Therefore, the Ca content is preferably in the range of 0.0005 to 0.01%.
[0052]
Rare earth elements: 0.002 to 0.02%
A rare earth element (hereinafter abbreviated as “REM”) is an element that suppresses abnormal austenite grain growth and improves the toughness of the weld heat affected zone in the presence of TiN as its oxysulfide, but less than 0.002% If such an effect is not exhibited and the content exceeds 0.02%, the cleanliness of the steel is deteriorated and internal defects are generated. Therefore, the REM content is preferably in the range of 0.002 to 0.02%. REM is a general term for 17 elements such as scandium (Sc), yttrium (Y) and lanthanoid series rare earth elements belonging to Group 3 of the periodic table, and any of these elements can be used in the present invention.
[0053]
By the way, in the high-tensile steel sheet of the present invention, the CEN represented by the above formula (1) needs to be in the range of 0.21 to 0.30% for the following reason. This CEN is a carbon equivalent expressing the curability of the weld heat affected zone, but if this CEN is less than 0.21%, the thick material cannot satisfy the tensile strength of 590 MPa class. Further, if CEN exceeds 0.30%, weldability is impaired, so preheating is required during welding. Therefore, CEN needs to be in the range of 0.21 to 0.30%.
[0054]
The microstructure of the high-tensile steel sheet of the present invention needs to be a structure mainly composed of bainite and in which island martensite is dispersed at 0.8 to 2.5% by volume. Mixing the island-like martensite phase with the bainite phase is extremely effective in reducing the yield ratio while ensuring a tensile strength of 590 MPa or higher. A bainite structure having an island-like martensite amount (volume ratio) of less than 0.8% by volume cannot satisfy a yield ratio of 75% or less. On the other hand, when the amount of island martensite (volume ratio) exceeds 2.5% by volume, the base material toughness is deteriorated. Therefore, it is necessary to make the volume ratio of the island martensite in the bainite main structure as a parent phase in the range of 0.8 to 2.5% by volume.
[0055]
Hereinafter, the present invention will be described in more detail by way of examples. However, the following examples are not of a nature that limits 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.
[0056]
【Example】
Steel slabs having a thickness of 6 to 100 mm were manufactured by controlled rolling (CR) of the steel slabs having the chemical composition shown in Table 1 and the chemical composition shown in Tables 2 and 3 below.
[0057]
[Table 2]
[0058]
[Table 3]
[0059]
Tensile test pieces (JIS, T direction) and Charpy impact test pieces (JIS, t / 4, L direction) were taken from each plate, and a tensile test and an impact test were performed. Further, the microstructure was observed with an electron microscope to determine the amount of island-like martensite, and the solid solution B was quantitatively analyzed by electrolytic extraction residue analysis.
[0060]
Furthermore, in order to evaluate the weldability of the steel sheet, a y-type weld crack test piece according to JIS Z 3158 was collected and the weld crack prevention preheating temperature Tcr was measured. These test results are shown in Tables 4-8 together with the production conditions.
[0061]
[Table 4]
[0062]
[Table 5]
[0063]
[Table 6]
[0064]
[Table 7]
[0065]
[Table 8]
[0066]
First, Experiment No. No. 1 is a conventional 20 mm-thick low yield ratio 590 MPa grade steel plate manufactured by RQ-Q′-T. Experiment No. 2 to 6, 7 to 13, and 14 to 18 show the influence of the C content on the material of 20 mm thick non-heat-treated steel sheets of B-type, B-Mo-type, and Mo-type, respectively. Experiment No. Nos. 19 to 24 and 25 to 29 show the thickness (cooling rate) dependence on the materials of the B-type and B-Mo-type non-tempered steel sheets, respectively.
[0067]
Experiment No. 30 to 35 show the effect of carbon equivalent on the weldability of non-heat-treated steels of B and B-Mo type. In addition, Experiment No. Nos. 36 to 38 show the influence of the Si content on the material of the non-heat-treated steel of B series and B-Mo series. Furthermore, Experiment No. Nos. 39 to 44 show the influence of the Mn content on the material of the non-heat-treated steel sheets of B series and B-Mo series.
[0068]
Experiment No. Nos. 45 and 46 show the influence of the content of acid-solid Al (Sol. Al) on the material of the B-type non-heat-treated steel sheet. Experiment No. 47 to 50 show the influence of the Nb content on the material of the B-type non-heat-treated steel sheet. Experiment No. 51 to 55 show the influence of the B content on the material of the 0.03% C non-tempered steel sheet.
[0069]
Experiment No. Nos. 56 and 57 show the influence of the N content on the material of the B-type non-heat treated steel sheet. Experiment No. 58 to 60 show the influence of the Mo content on the material of the B-type non-heat treated steel sheet. Experiment No. 61-63 show the influence of the Cu content on the material of the B-type non-heat-treated steel sheet.
[0070]
Experiment No. 64 to 68 show the influence of the Ti content on the material of the B-type non-heat-treated steel sheet. Experiment No. 69 shows the influence of the Ni content on the material of the B-type non-heat-treated steel sheet. Experiment No. 70 to 72 show the influence of the Cr content on the material of the B-type non-heat-treated steel sheet.
[0071]
Experiment No. 73 to 78 show the influence of the V content on the B-type and B-Mo-type non-heat-treated steel sheets. Experiment No. 79 to 83 show the influence of the Ca content on the material of the B-based and B-Mo-based non-heat-treated steel sheets.
[0072]
Experiment No. 84 to 87 show the influence of the REM content on the material of the B-type and B-Mo type non-tempered steel sheets. Experiment No. 88-91 shows the influence of the rolling finishing temperature on the material of the B-type and B-Mo-type non-heat-treated steel sheets.
[0073]
As is clear from these results, the steel sheet having the chemical composition and microstructure defined in the present invention has a yield strength (YS): 440 MPa or more, a tensile strength (TS): 590 MPa or more, and a yield ratio (YR): 75. % Or less and a fracture surface transition temperature (vTrs): mechanical properties of 0 ° C. or less, and a crack prevention preheating temperature Tcr in a y-type weld cracking test of 25 ° C. or less does not require preheating.
[0074]
On the other hand, in the comparative example, any of the target characteristics of yield strength, tensile strength, yield ratio, and crack prevention preheating temperature cannot be satisfied.
[0075]
【The invention's effect】
The present invention is configured as described above, and it is possible to realize a high-tensile steel plate having a yield ratio of 75% or less and a tensile strength of 590 MPa without requiring preheating in welding construction. A non-heat treated steel with a low yield ratio and no preheating required for 590MPa grade steel plates for buildings including pillars, earthquake resistant bridges, high grade line pipes and hull outer plates. Yes, it produces a derivative effect of process saving, cost reduction and energy saving for manufacturing and welding construction.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing the influence of C content on mechanical properties of non-heat-treated steel sheets of B, B-Mo, and Mo series.
FIG. 2 is a graph showing the influence of the C content on the amount of island martensite and the amount of dissolved B.
FIG. 3 is a graph in which the influence of sheet thickness on the mechanical properties of non-heat-treated steel sheets of B and B-Mo series is organized by average cooling rate.
FIG. 4 is a graph in which the influence of the amount of island martensite and the amount of solute B in B- and B-Mo non-heat-treated steel sheets is arranged by average cooling rate.
FIG. 5 is a graph showing the effect of carbon equivalent (CEN) on the cold cracking prevention preheating temperature according to JIS Z 3158.

Claims (3)

C:0.02〜0.04%(質量%の意味、以下同じ)、
固溶B:0.0002〜0.002%、
Si:0.05〜0.6%、
Mn:1.0〜2.5%、
Nb:0.005〜0.1%、
全B:0.0003〜0.003%、
sol.Al:0.005〜0.1%、
N:0.008%以下(0%を含まない)、
下記(2)式を満足するTi、を夫々含有し、
更に、Cu:0.05〜1.2%、Ni:0.05〜3%、Cr:0.05〜1.2%およびV:0.005〜0.20%よりなる群から選択される1種以上、および/またはMo:0.01〜1%を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、
さらに下記(1)式で表されるCENが0.21〜0.30%の範囲を満足する化学組成を有し、且つベイナイトを主体とし、0.8〜2.5体積%の島状マルテンサイトが分散した組織からなるものであることを特徴とする溶接性の優れた引張強さ590MPa以上の非調質型低降伏比高張力鋼板。
CEN(%)=[C]+A(c){[Si]/24+[Mn]/6+[Cu]/15+[Ni]/20+([Cr]+[Mo]+[Nb]+[V])/5+5[B]} ……(1)
(47.9/14.0)×[N]≦Ti≦0.05% ……(2)
但し、
A(c)=0.75+0.25tanh{20([C]−0.12)}
であり、[C],[Si],[Mn],[Cu],[Ni],[Cr],[Mo],[Nb],[V],[B]および[N]は、夫々C,Si,Mn,Cu,Ni,Cr,Mo,Nb,V,BおよびNの含有量(質量%)を示す。
C: 0.02 to 0.04% (meaning mass%, the same shall apply hereinafter),
Solid solution B: 0.0002 to 0.002%,
Si: 0.05 to 0.6%,
Mn: 1.0 to 2.5%
Nb: 0.005 to 0.1%,
Total B: 0.0003 to 0.003%,
sol. Al: 0.005 to 0.1%,
N: 0.008% or less (excluding 0%),
Each containing Ti that satisfies the following formula (2):
Furthermore, it is selected from the group consisting of Cu: 0.05-1.2%, Ni: 0.05-3%, Cr: 0.05-1.2% and V: 0.005-0.20%. One or more, and / or Mo: 0.01 to 1%, the balance consists of iron and inevitable impurities,
Furthermore, CEN represented by the following formula (1) has a chemical composition satisfying the range of 0.21 to 0.30%, and is mainly composed of bainite, and is 0.8 to 2.5% by volume of island-shaped martens. A non-tempered low-yield ratio high-tensile steel plate having a tensile strength of 590 MPa or more and excellent weldability, characterized by comprising a structure in which sites are dispersed.
CEN (%) = [C] + A (c) {[Si] / 24 + [Mn] / 6 + [Cu] / 15 + [Ni] / 20 + ([Cr] + [Mo] + [Nb] + [V]) / 5 + 5 [B]} (1)
(47.9 / 14.0) × [N] ≦ Ti ≦ 0.05% (2)
However,
A (c) = 0.75 + 0.25 tanh {20 ([C] −0.12)}
[C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [Nb], [V], [B] and [N] are respectively C , Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, Nb, V, B, and N content (% by mass).
Ca:0.0005〜0.01%を含有するものである請求項1に記載の高張力鋼板。The high-tensile steel plate according to claim 1, which contains Ca: 0.0005 to 0.01%. 希土類元素:0.002〜0.02%を含有するものである請求項1または2に記載の高張力鋼板。The high-tensile steel sheet according to claim 1 or 2, which contains rare earth elements: 0.002 to 0.02%.
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