JP4250113B2 - Steel plate manufacturing method with excellent earthquake resistance and weldability - Google Patents

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本発明は、耐震性及び溶接性に優れた鋼板、特に板厚30mm以上、引張り強さ570MPa級以上の鋼板の製造方法に関するものである。
この製法で製造した鋼材は、造船、橋梁、建築、海洋構造物、圧力容器、ラインパイプなどの溶接構造物一般に用いることができるが、低い降伏比が必要とされる建築構造物においての使用において特に有効である。
The present invention relates to a method for producing a steel plate excellent in earthquake resistance and weldability, particularly a steel plate having a thickness of 30 mm or more and a tensile strength of 570 MPa or more.
Steel materials produced by this method can be used in general for welded structures such as shipbuilding, bridges, buildings, marine structures, pressure vessels, line pipes, etc., but for use in building structures where a low yield ratio is required. It is particularly effective.

構造物に使用される鋼板に対しては高い強度が要求される一方で、耐震性の観点から低降伏比として例えば80%以下の値が、溶接性の観点から低Pcm(Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B)として例えば0.25以下の値が、さらに高い溶接熱影響部靭性が求められることが多い。   While high strength is required for steel plates used in structures, a low yield ratio of, for example, 80% or less is low from the viewpoint of earthquake resistance, and low Pcm (Pcm = C + Si / 30 + from the viewpoint of weldability). (Mn + Cu + Cr) / 20 + Ni / 60 + Mo / 15 + V / 10 + 5B), for example, a value of 0.25 or less is often required to have higher weld heat affected zone toughness.

金属材料の強化機構の多くが転位の易動性低下に基づくことから、一般的に鋼の強化は降伏応力の増大を通じて降伏比の増大を招く。
このことから、たとえば引張強さ570N/mm以上の鋼では80%以下の降伏比を達成するのは通常の製造方法では困難となる。
また、強度増大に伴い必要な合金元素の添加総量が増大するため、Pcmは必然的に増大し、しかも溶接熱影響部の硬さ増大などの影響から溶接熱影響部靭性も一般的に低下する。
強度の増大に対して、Pcmに反映されない合金元素であるNb、Ti、V等を用いることも可能であるが、これらの炭化物による析出強化は降伏応力を大幅に増大させるため、低いPcmと高い強度が達成できても低い降伏比を達成するのは困難となる。
このように、鋼板の強度を増大するにあたっては、低い降伏比、低いPcm、さらに高い溶接熱影響部靭性を確保するのは通常の成分及び製造方法では困難となる。
Since many of the strengthening mechanisms of metallic materials are based on a decrease in mobility of dislocations, steel strengthening generally leads to an increase in yield ratio through an increase in yield stress.
For this reason, for example, it is difficult to achieve a yield ratio of 80% or less with a steel having a tensile strength of 570 N / mm 2 or more by a normal manufacturing method.
Further, since the total amount of alloying elements required increases as the strength increases, Pcm inevitably increases, and the weld heat affected zone toughness generally decreases due to the increase in hardness of the weld heat affected zone. .
Although it is possible to use alloy elements Nb, Ti, V, etc. that are not reflected in Pcm with respect to the increase in strength, precipitation strengthening by these carbides greatly increases the yield stress, so it is low and high in Pcm. Even if the strength can be achieved, it is difficult to achieve a low yield ratio.
As described above, in increasing the strength of the steel sheet, it is difficult to secure a low yield ratio, a low Pcm, and a high weld heat affected zone toughness with ordinary components and manufacturing methods.

強度の高い鋼材の降伏比を低減する方法としては、例えば特許文献1に、圧延後の鋼板をAr3点とAr1点の間の温度まで空冷し、その後に加速冷却を実施することで、組織をフェライトとベイナイトやマルテンサイトの混合組織とし、低い降伏比を達成する発明が開示されている。
この方法は、高い強度を確保するために合金元素の添加量を高める必要があるためにPcmが高く、溶接熱影響部靭性が低いという欠点、加速冷却の開始までの時間が長く製造効率が大幅に低下するという欠点、加速冷却開始までに生成するフェライトの体積率が鋼板の部位毎に大きくばらつくことで最終的な鋼板の材質ばらつきが大きいという欠点、フェライト粒径が大きいために母材の靭性が低い欠点など多数の問題点を有する。
As a method for reducing the yield ratio of a high strength steel material, for example, in Patent Document 1, the steel sheet after rolling is air-cooled to a temperature between the Ar3 point and the Ar1 point, and then accelerated cooling is performed. An invention is disclosed in which a mixed structure of ferrite and bainite or martensite is used to achieve a low yield ratio.
In this method, it is necessary to increase the amount of alloying elements to ensure high strength, so that the Pcm is high and the weld heat-affected zone toughness is low, the time to start accelerated cooling is long, and the production efficiency is greatly increased. Due to the fact that the volume fraction of ferrite generated before the start of accelerated cooling varies greatly for each part of the steel sheet, the material variation of the final steel sheet is large, and the toughness of the base material due to the large ferrite grain size Has a number of problems such as low defects.

さらに、圧延後に焼き入れた後、Ac1とAc3の間の温度まで再加熱し、組織の一部をオーステナイト化した後に急冷し、混合組織とする発明が特許文献2に開示されている。
いずれの方法も低YR化に有効ではあるが、強度を確保するためにCを始めとする合金元素の添加量を増大し、硬質第二相となる以前のオーステナイト中の合金元素量を高める必要があるため、溶接熱影響部の靱性や溶接性は低下する。
また、生産性という観点からも、前者の方法ではAr3点とAr1点の間の温度まで冷却するのに時間がかかるために生産性が大きく低下する。
Further, Patent Document 2 discloses an invention in which after quenching after rolling, reheating to a temperature between Ac1 and Ac3, a part of the structure is austenitized and then rapidly cooled to obtain a mixed structure.
Either method is effective for lowering YR, but it is necessary to increase the amount of alloy elements such as C added to increase the amount of alloy elements in the austenite before becoming the hard second phase in order to ensure strength. Therefore, the toughness and weldability of the weld heat affected zone are reduced.
Also, from the viewpoint of productivity, the former method takes a long time to cool to the temperature between the Ar3 point and the Ar1 point, so that the productivity is greatly reduced.

以上挙げたように、生産性や溶接性を損なうことなく強度と靭性が高く降伏比が低い鋼材を生産するためには、上記のような圧延中の待ち時間や2回以上の熱処理を要する製造方法は不適当であり、しかも高い溶接性を確保するためにはPcmを極力低くすることが必要となる。   As mentioned above, in order to produce steel with high strength and toughness and low yield ratio without impairing productivity and weldability, manufacturing that requires waiting time during rolling as described above or two or more heat treatments. The method is inappropriate, and in order to ensure high weldability, it is necessary to make Pcm as low as possible.

本発明はMoを添加することを最大の特徴とするものであるが、降伏比の低い鋼材に関して、Moを添加する鋼材およびその製造方法の発明は従来から存在する。それらについて、以下に問題点を記述する。   Although the present invention is characterized by adding Mo, the invention of a steel material to which Mo is added and a method for producing the same has conventionally existed for steel materials having a low yield ratio. The problems are described below.

第一に、Mo添加を必須として、圧延後に焼きなましを実施することで成形性を高めた鋼材が特許文献3に開示されている。
Moを添加した場合でも、焼きなましを経て製造される場合には、添加する合金元素の総量が多く、溶接性が大きく低下するため、本発明の目的である高い強度、低い降伏比、優れた溶接性を達成することはこの発明では不可能である。
First, Patent Document 3 discloses a steel material in which the addition of Mo is essential and the formability is improved by performing annealing after rolling.
Even when Mo is added, when manufactured through annealing, the total amount of alloy elements to be added is large and weldability is greatly reduced. Therefore, the object of the present invention is high strength, low yield ratio, excellent welding. It is impossible with the present invention to achieve the characteristics.

第二に、Mo添加を必須として、圧延後に水冷および焼き戻しを実施することで低い降伏比の鋼材を製造する発明が特許文献4に開示されている。
Moはベイナイトを生成させるのに有効な元素であり、微細なフェライトと残部ベイナイトおよびマルテンサイトを生成させることで降伏比を低減するとされているが、Moの変態挙動に対する影響は他の元素との添加のバランスや加速冷却の条件等によって大幅に変動するため、単純にMo添加量のみを規定したこの発明では、本発明の目的である高い強度、低い降伏比、優れた溶接性を達成することは不可能である。
Secondly, Patent Document 4 discloses an invention for manufacturing a steel material having a low yield ratio by carrying out water cooling and tempering after rolling, with Mo addition essential.
Mo is an element effective for generating bainite, and it is said that the yield ratio is reduced by generating fine ferrite and the balance bainite and martensite, but the effect on the transformation behavior of Mo is different from that of other elements. Since this greatly varies depending on the balance of addition and accelerated cooling conditions, etc., in this invention that merely defines the amount of Mo addition, the purpose of the present invention is to achieve high strength, low yield ratio, and excellent weldability. Is impossible.

第三に、Mo添加を必須として、圧延の一部をAr3点未満で実施した後空冷することで高温強度と低降伏比を確保する発明が特許文献5に開示されている。
この発明は、空冷のため降伏比は低いものの強度が低いことから、本発明で目的としている高い強度と低い降伏比の両立をはかることはできない。また、圧延の一部をAr3点未満で実施するため、母材の靭性が低下する。
Thirdly, Patent Document 5 discloses an invention that ensures high temperature strength and a low yield ratio by air cooling after performing a part of rolling at less than the Ar3 point, with Mo addition essential.
Since the present invention has low yield ratio due to air cooling but low strength, it is impossible to achieve both the high strength and the low yield ratio as intended in the present invention. Moreover, since a part of rolling is implemented below Ar3 point, the toughness of a base material falls.

第四に、Mo添加を必須として、粗粒フェライトとベイナイトの混合組織とすることで高歪速度下でも低降伏比となる発明が特許文献6に示されている。
この発明は、二相域での熱処理を含む製造方法をとることとなるため、生産性が低下することから、工業上の利用は困難となる。
Fourthly, Patent Document 6 discloses an invention in which the addition of Mo is essential and a mixed structure of coarse-grained ferrite and bainite is used to achieve a low yield ratio even at a high strain rate.
Since this invention will take the manufacturing method including the heat processing in a two-phase area | region, since productivity will fall, industrial utilization will become difficult.

第五に、Mo添加を必須として、比較的低いMn添加量の鋼成分とし、圧延後空冷によって降伏比が低く、耐火性能にすぐれた鋼材の製造方法が特許文献7に開示されている。
合金成分のバランスとして比較的低いMn添加量でMo添加を必須とすることは降伏比低減のために有効であるが、圧延後に空冷とするこの発明では強度が低く、本発明で目的としている高い強度と低い降伏比の両立をはかることはできない。
Fifthly, Patent Document 7 discloses a method for producing a steel material in which Mo addition is essential, a steel component having a relatively low Mn addition amount, a low yield ratio by air cooling after rolling, and excellent fire resistance.
Although it is effective for reducing the yield ratio to make Mo addition essential at a relatively low Mn addition amount as a balance of alloy components, the strength is low in the present invention, which is air-cooled after rolling, which is the purpose of the present invention. It is impossible to achieve both strength and low yield ratio.

第六に、Mo添加を必須として、フェライトの第一相とフェライト以外の第二相の硬さをそれぞれ規定することで降伏比を低減した発明が特許文献8に開示されている。
この発明では、製造方法が特に限定されておらず、おもに圧延後空冷を行うことを想定した記載がなされている。
この発明では、本発明において主な対象としている570N/mm以上の高い強度を有する鋼材の降伏比を低減することは困難である。
Sixth, Patent Document 8 discloses an invention in which the yield ratio is reduced by defining the hardness of the first phase of the ferrite and the hardness of the second phase other than the ferrite with the addition of Mo as essential.
In the present invention, the manufacturing method is not particularly limited, and description is made assuming that air cooling is mainly performed after rolling.
In this invention, it is difficult to reduce the yield ratio of a steel material having a high strength of 570 N / mm 2 or more, which is a main object in the present invention.

第七に、Mo添加を必須とした耐火鋼に関する発明が特許文献9に開示されている。
この発明では、Mo添加は降伏比低減のためではなく、高温強度確保のために添加されている。また、製造方法は圧延後空冷であるため、本発明において主な対象としている570N/mm以上の高い強度を有する鋼材の降伏比を低減することは困難である。
Seventhly, Patent Document 9 discloses an invention related to refractory steel in which Mo addition is essential.
In the present invention, Mo is added not for reducing the yield ratio but for ensuring high temperature strength. Moreover, since the manufacturing method is air cooling after rolling, it is difficult to reduce the yield ratio of a steel material having a high strength of 570 N / mm 2 or more, which is a main object in the present invention.

第八に、Mo添加を必須として、Moの焼入性によって軟硬混合組織を得ることで降伏比を低減する発明が特許文献10および特許文献11に開示されている。
しかし、本発明が主な対象としている570N/mm以上の高い強度を有する鋼材の降伏比を低減する場合には、合金元素の添加量が多くなり、溶接熱影響部靭性が大幅に低下する。
Eighth, Patent Document 10 and Patent Document 11 disclose an invention in which the addition of Mo is essential and the yield ratio is reduced by obtaining a soft and hard mixed structure by the hardenability of Mo.
However, when the yield ratio of a steel material having a high strength of 570 N / mm 2 or more, which is the main object of the present invention, is reduced, the amount of alloy elements added is increased, and the weld heat affected zone toughness is greatly reduced. .

以上のように、降伏比を低減する鋼材およびその製造方法に関してMo添加を必須とする発明は多いものの、いずれもMoの変態挙動に対する考え方が焼入性の増大という理解のみであり、マルテンサイト変態以前に生じる種々の変態過程に対する影響度の差異についての理解に基づいた発明は皆無であり、この理解に基づく他元素との添加バランスや圧延及び水冷条件との組み合わせ、さらには製品板厚との関係など変態挙動に及ぼす総合的な規定なしにMo添加のみで高強度、低降伏比、優れた溶接性の鋼材を製造することは不可能である。
特開平10−265844号公報 特開平03−115524号公報 特開昭53−032814号公報 特開平01−176029号公報 特開平09−279230号公報 特許3289594号公報 特開平04−056721号公報 特開平11−061324号公報 特開平08−333623号公報 特開平08−209287号公報 特開平08−209291号公報
As described above, although there are many inventions that require the addition of Mo with respect to the steel material for reducing the yield ratio and its manufacturing method, in all cases, the understanding of the transformation behavior of Mo is only an understanding that the hardenability is increased, and the martensitic transformation There has been no invention based on the understanding of the difference in the degree of influence on various transformation processes that occurred previously.Based on this understanding, the addition balance with other elements, the combination with rolling and water cooling conditions, and the product thickness It is impossible to produce a steel material with high strength, low yield ratio, and excellent weldability by adding only Mo, without comprehensively affecting transformation behavior such as relationships.
Japanese Patent Laid-Open No. 10-265844 Japanese Patent Laid-Open No. 03-115524 JP-A-53-032814 Japanese Patent Laid-Open No. 01-176029 JP 09-279230 A Japanese Patent No. 3289594 Japanese Patent Laid-Open No. 04-056721 Japanese Patent Laid-Open No. 11-061324 JP 08-333623 A Japanese Patent Laid-Open No. 08-209287 Japanese Patent Application Laid-Open No. 08-209291

本発明は、上記した先行技術が2相組織による降伏比の低減に関して、靱性の劣化や生産性の低下、溶接性の低下の問題点を解消し、耐震性及び溶接性に優れた鋼板の製造方法を提供することを課題としている。   The present invention eliminates the problems of deterioration of toughness, productivity, and weldability with respect to the reduction of the yield ratio by the two-phase structure described above, and manufactures a steel plate excellent in earthquake resistance and weldability. The challenge is to provide a method.

発明者らは、種々の成分、製造条件で製造した鋼板の強度、降伏比や靭性、溶接熱影響部の靭性の調査を進めた結果、鋼中のMnやMoなどの特定成分の添加量や製造方法の規定が重要であることを新たに知見し、この有効な範囲を限定するに至り、本発明を完成したもので、その要旨とするところは以下の通りである。   The inventors have investigated the strength, yield ratio and toughness of steel sheets manufactured under various components and manufacturing conditions, and the toughness of the weld heat affected zone. The inventors have newly found out that the definition of the manufacturing method is important, limited the effective range, and completed the present invention. The gist of the invention is as follows.

(1) 質量%で、C:0.03〜0.15%、Si:0.01〜0.50%、Mn:0.15〜1.30%、Mo:0.05〜0.40%、Nb:0.001〜0.050%を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、かつCeq=C+Mn/6+Si/24+Mo/4+Cr/5+Ni/40+V/14が0.23質量%以上0.45質量%以下、Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5Bが0.25質量%以下である鋼を、鋳造後そのままか一度冷却した後に再加熱して、850〜1050℃の温度に保持し、その後、圧延温度範囲を850〜1050℃であって、かつ850〜1000℃の間の総圧下率が50〜90%となるように圧延を行って、圧延終了後には750℃以上の温度から2〜100℃/sの平均冷却速度で350℃以下の温度まで冷却し、その後、放冷、250〜550℃の温度で焼き戻し、その後放冷することを特徴とする、引張強度570MPa級以上の強度を有する板厚30mm以上の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。 (1) By mass%, C: 0.03 to 0.15%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 0.15 to 1.30%, Mo: 0.05 to 0.40% , Nb: 0.001 to 0.050%, the balance is Fe and inevitable impurities, and Ceq = C + Mn / 6 + Si / 24 + Mo / 4 + Cr / 5 + Ni / 40 + V / 14 is 0.23% by mass or more. 45% by mass or less, Pcm = C + Si / 30 + (Mn + Cu + Cr) / 20 + Ni / 60 + Mo / 15 + V / 10 + 5B is 0.25% by mass or less. maintained at a temperature, then, a from 850 to 1050 ° C. the rolling temperature range, and performs rolling to a total reduction ratio of between 850 to 1000 ° C. is 90% 50, after the end of rolling Then cooled 50 ° C. above the temperature to a temperature of 350 ° C. or less at an average cooling rate of 2 to 100 ° C. / s, then, allowed to cool, and characterized in that tempering at a temperature of 250 to 550 ° C., then allowed to cool A method for producing a steel sheet having a tensile strength of 570 MPa class or more and excellent in seismic resistance and weldability with a thickness of 30 mm or more.

(2) 質量%で、さらに、Cr:0.005〜1.000%、Cu:0.005〜1.000%、Ni:0.005〜2.000%、B:0.0001〜0.0050%の1種または2種以上を含有することを特徴とする、上記(1)に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。 (2) By mass%, Cr: 0.005 to 1.000%, Cu: 0.005 to 1.000%, Ni: 0.005 to 2.000%, B: 0.0001 to 0.00. The method for producing a steel plate excellent in earthquake resistance and weldability according to (1) above, comprising one or more of 0050%.

(3) 質量%で、さらに、V:0.001〜0.200%を含有することを特徴とする、上記(1)または(2)に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。 (3) Manufacture of a steel plate excellent in seismic resistance and weldability according to (1) or (2) above, characterized by further containing V: 0.001 to 0.200% by mass%. Method.

(4) 質量%で、さらに、Ti:0.001〜0.100%、REM:0.001〜0.100%、Mg:0.0005〜0.0200%、Ca:0.0005〜0.0200%の1種または2種以上を含有することを特徴とする、上記(1)ないし(3)のいずれか1項に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。 (4) By mass%, Ti: 0.001 to 0.100%, REM: 0.001 to 0.100%, Mg: 0.0005 to 0.0200%, Ca: 0.0005 to 0.00. The method for producing a steel plate excellent in earthquake resistance and weldability according to any one of (1) to (3) above, comprising 0200% of one kind or two or more kinds.

(5) 質量%で、さらに、Al:0.001〜0.100%を含有することを特徴とする、上記(1)ないし(4)のいずれか1項に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。 (5) By mass%, and further containing Al: 0.001 to 0.100%, the seismic resistance and weldability according to any one of (1) to (4) above Excellent steel plate manufacturing method.

(6) 質量%で、さらに、N:0.0001〜0.0100%を含有することを特徴とする、上記(1)ないし(5)のいずれか1項に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。 (6) In terms of seismic resistance and weldability according to any one of (1) to (5) above, characterized by further containing N: 0.0001 to 0.0100% by mass%. Excellent steel plate manufacturing method.

本発明によれば、耐震性と溶接性に優れた鋼板およびその製造方法を提供することが可能である。   ADVANTAGE OF THE INVENTION According to this invention, it is possible to provide the steel plate excellent in earthquake resistance and weldability, and its manufacturing method.

本発明を詳細に説明する。本発明者らは、母材の強度が高くかつ降伏比が低いことに加え、溶接性が良好である、すなわち溶接熱影響部の靭性に優れかつ低Pcmにより溶接予熱負荷の低い鋼材を、圧延後に水冷を開始するまでの長時間の待ちや2回以上のオフライン熱処理などを行わずに製造する方法について鋭意検討を行った。
この結果、Mo、Mn、C、Siを中心とした鋼成分の調整と水冷を必須とする製造方法の最適な組み合わせによってフェライト主体の軟質組織とベイナイトあるいはマルテンサイト主体の硬質組織からなる複合組織を安定的に生成することで、前記の高強度、低降伏比、高溶接性鋼板が製造可能であることを見出した。
The present invention will be described in detail. In addition to the strength of the base metal being high and the yield ratio being low, the present inventors have rolled a steel material that has good weldability, that is, excellent toughness in the heat affected zone of the weld and a low welding preheating load due to low Pcm. The inventors studied diligently about a manufacturing method without performing a long wait until the water cooling is started later or performing two or more off-line heat treatments.
As a result, a composite structure composed of a ferrite-based soft structure and a bainite- or martensite-based hard structure is achieved by an optimal combination of a manufacturing method that requires adjustment of steel components centered on Mo, Mn, C, and Si and water cooling. It has been found that the high strength, low yield ratio, and high weldability steel sheets can be manufactured by stably generating.

最も重要な点は、Moを適量添加することにある。Moは、焼入性の強い元素として広く知られているが、前記のようにフェライト主体の軟質組織とベイナイトあるいはマルテンサイト主体の硬質組織を作りこむに際し、他の添加元素とのバランスや板厚に応じた合金元素添加、さらには圧延及び水冷を含む鋼板製造プロセスの条件限定により、極めて有効な変態挙動を示すことを見出したことが本発明の根幹をなしている。   The most important point is to add an appropriate amount of Mo. Mo is widely known as an element with strong hardenability. As described above, when forming a ferrite-based soft structure and a bainite or martensite-based hard structure, the balance and thickness of other additive elements. It has been found that the present invention has found that it exhibits extremely effective transformation behavior due to the addition of alloying elements according to the conditions, and further by limiting the conditions of the steel sheet manufacturing process including rolling and water cooling.

固溶体として存在するMoは、変態−未変態界面の移動に伴うドラッグにより界面近傍に濃縮され、ある程度変態が進行した後の界面移動を抑制する効果を有している。
このことは、フェライトをある程度生成させた後のフェライト変態継続やパーライト変態の進行がMo添加によって抑制され、残部オーステナイトをベイナイトやマルテンサイト主体の組織とすることが容易になることを意味しており、降伏比を大幅に低減することが可能となる。
また、この組織は比較的低合金で高い引張強さを示すため、従来の同一強度の鋼板に比べると溶接熱影響部靭性にも優れるという特徴を有する。
Mo量が0.05%未満ではこの効果は小さく、逆に0.40%超では溶接熱影響部におけるマルテンサイト分率が増大して溶接熱影響部靭性が大幅に低下するため、Moの添加量は0.05%以上0.40%以下であることが見出された。
Mo existing as a solid solution is concentrated in the vicinity of the interface by the drag accompanying the movement of the transformation-untransformed interface, and has the effect of suppressing the interface migration after the transformation has progressed to some extent.
This means that the ferrite transformation continuation and the progress of pearlite transformation after ferrite is generated to some extent are suppressed by the addition of Mo, and the remaining austenite can be easily made into a structure mainly composed of bainite or martensite. The yield ratio can be greatly reduced.
In addition, since this structure is a relatively low alloy and exhibits high tensile strength, it has a feature that it has excellent weld heat affected zone toughness as compared with a conventional steel plate having the same strength.
If the amount of Mo is less than 0.05%, this effect is small. Conversely, if it exceeds 0.40%, the martensite fraction in the weld heat affected zone increases and the weld heat affected zone toughness significantly decreases. The amount was found to be 0.05% or more and 0.40% or less.

次に重要なのは、Mnの添加量を制限することである。Mnは強度増大に必須の元素であり、本発明が対象とする引張強さ570N/mm級以上の場合、最低でも0.15%以上の添加が必要となるが、逆に1.30%を超えて添加すると、オーステナイトが安定化してフェライトの確保が困難となるため降伏比が増大する。よって、Mnの添加量を0.15%以上1.30%以下と規定した。 Next, it is important to limit the amount of Mn added. Mn is an element essential for increasing the strength. When the tensile strength of the present invention is 570 N / mm grade 2 or higher, addition of at least 0.15% is required, but conversely 1.30% If it is added in excess of, austenite is stabilized and it becomes difficult to secure ferrite, so the yield ratio increases. Therefore, the amount of Mn added is defined as 0.15% or more and 1.30% or less.

さらに、本発明においてはNbも重要な元素である。Nbはそれ自体が降伏比を下げる元素ではないが、圧延時に生じるオーステナイトの再結晶によるオーステナイト結晶粒の微細化を促進することおよび再結晶が生じない温度では加工により導入された転位の回復を抑制する。
この二つの作用はいずれもオーステナイトからフェライトへの変態時にフェライトの核生成を促進することによって、フェライトを生成しやすくするために、降伏比の低減に有効である。
Nbのこのような効果は、0.001%未満の添加では効果がなく、0.050%超の添加はNbの炭窒化物の析出により降伏比が逆に増大するため、Nb量を0.001%以上0.050%以下とする必要が有ることが判った。
Furthermore, Nb is also an important element in the present invention. Nb itself is not an element that lowers the yield ratio, but it promotes the refinement of austenite grains by recrystallization of austenite that occurs during rolling, and suppresses the recovery of dislocations introduced by processing at temperatures at which recrystallization does not occur To do.
Both of these actions are effective in reducing the yield ratio in order to facilitate the formation of ferrite by promoting the nucleation of ferrite during the transformation from austenite to ferrite.
Such an effect of Nb is not effective when added less than 0.001%, and when added over 0.050%, the yield ratio increases conversely due to the precipitation of Nb carbonitride, so the amount of Nb is reduced to 0.00%. It was found that it is necessary to set the content to 001% or more and 0.050% or less.

Siはその熱力学的な作用によりパーライトの生成を抑制することにより、オーステナイトからフェライト変態が生じたのちの残部オーステナイトがパーライトに変態することを抑制し、より硬質なベイナイトやマルテンサイトへ変態させることに有効であるために添加する。
ただし、過剰に添加すると溶接部に極めて硬質なマルテンサイトを生成させるため0.50%以下にする必要がある。
Si suppresses the formation of pearlite by its thermodynamic action, thereby suppressing the transformation of the remaining austenite after a ferrite transformation from austenite to pearlite and transforming it into harder bainite and martensite. Add to be effective.
However, if excessively added, extremely hard martensite is generated in the welded portion, so it is necessary to make it 0.50% or less.

Cはオーステナイトからフェライト変態が生じる際にフェライトから残部オーステナイト中に分配、濃縮し、残部オーステナイトがベイナイトやマルテンサイトに変態した際にそれらの硬さ(強度)を高めるので、本発明では必須の元素である。
このようなフェライト変態に伴う分配、濃縮が生じるためには0.03%以上の量が必要であるが、過剰な添加は、溶接部の硬さを過剰に上昇させ溶接部の靱性を低下させるので0.15%以下に制限することが必要である。
C is distributed and concentrated from ferrite to the remaining austenite when ferrite transformation occurs from austenite, and increases the hardness (strength) when the remaining austenite is transformed into bainite or martensite. It is.
An amount of 0.03% or more is necessary for such distribution and concentration accompanying the ferrite transformation, but excessive addition excessively increases the hardness of the weld and reduces the toughness of the weld. Therefore, it is necessary to limit it to 0.15% or less.

また、本発明に於いてはフェライトの安定的な生成が重要であり、このような観点から、焼き入れ性を向上させる合金元素の添加量を制限することも重要であることが判明し、合金元素による焼き入れ性を示す指標であるCeq=C+Mn/6+Si/24+Mo/4+Cr/5+Ni/40+V/14が0.45質量%を超えるとフェライトの確保が困難となり、さらに溶接熱影響部靭性が低下すること、一方0.23質量%未満では降伏比は低いものの570N/mm以上の引張強さを達成することが困難となるため、この値が0.23質量%以上0.45質量%以下で有ることも必要である。 Further, in the present invention, stable formation of ferrite is important, and from this point of view, it has been found that it is also important to limit the amount of alloy element added to improve hardenability. When Ceq = C + Mn / 6 + Si / 24 + Mo / 4 + Cr / 5 + Ni / 40 + V / 14, which is an index indicating the hardenability by elements, exceeds 0.45% by mass, it becomes difficult to secure ferrite, and the weld heat-affected zone toughness decreases. On the other hand, if it is less than 0.23% by mass, the yield ratio is low, but it becomes difficult to achieve a tensile strength of 570 N / mm 2 or more, so this value is 0.23 to 0.45% by mass. It is also necessary to have it.

また、溶接性(溶接割れ)を改善するためPcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5Bを0.25質量%以下とした。
以上が、本発明の鋼の化学成分に対して根幹となるところであるが、以下にその他の選択元素の限定理由を述べる。
Moreover, in order to improve weldability (weld crack), Pcm = C + Si / 30 + (Mn + Cu + Cr) / 20 + Ni / 60 + Mo / 15 + V / 10 + 5B was made into 0.25 mass% or less.
The above is the basis for the chemical components of the steel of the present invention, but the reasons for limiting other selection elements will be described below.

Cr、Cu、Ni、Bは、主に鋼の焼き入れ性を増加させて強度を増加させるという観点から必要に応じて添加する。
なかでもCrは、先に必須元素として説明したMoと同様に、降伏比を低減する元素として必要に応じて添加できる。
この作用は未変態オーステナイトと接して成長するフェライトの界面移動をdrag効果を通じて抑制し、フェライトがある程度生成した後に残部オーステナイトをベイナイト、マルテンサイトに変態させるのに有利な元素である。しかし、Moに比較して、その効果は弱いため、本発明では補助的な役割に使用される。このような効果は、Cr量が0.005%未満では効果がなく、1.000%超では溶接熱影響部靭性がきわめて低下するため、Cr量を0.005%以上1.000%以下と規定した。
Cr, Cu, Ni, and B are added as necessary mainly from the viewpoint of increasing the hardenability of the steel and increasing the strength.
Among them, Cr can be added as necessary as an element for reducing the yield ratio, similarly to Mo described above as an essential element.
This action is an advantageous element for suppressing interfacial migration of ferrite growing in contact with untransformed austenite through the drag effect, and transforming the remaining austenite to bainite and martensite after ferrite is formed to some extent. However, since the effect is weak compared with Mo, in this invention, it is used for an auxiliary | assistant role. Such an effect is not effective when the Cr content is less than 0.005%, and when it exceeds 1.000%, the weld heat affected zone toughness is extremely lowered. Therefore, the Cr content is 0.005% or more and 1.000% or less. Stipulated.

Cuは、強度確保のため必要に応じて添加されるが、0.005%未満の添加ではその効果は小さく、一方、1.000%を超える添加は溶接性を低下させるため、その範囲を0.005〜1.000%とする。   Cu is added as necessary to ensure strength. However, the effect is small when the content is less than 0.005%. On the other hand, the content exceeding 1.000% lowers the weldability. 0.005 to 1.000%.

Niも、強度確保のために必要に応じて添加されるが、0.005%未満の添加ではその効果は小さく、一方、2.000%を超える添加は溶接性を低下させるため、その範囲を0.005〜2.000%とする。   Ni is also added as necessary to ensure the strength. However, the effect is small when the content is less than 0.005%, while the content exceeding 2.000% decreases the weldability. 0.005 to 2.000%.

Bも、焼入性の増大に有効な元素であり、その添加量を0.0001%以上とする。しかし、一方でB量の増大は粗大析出物の生成により母材靭性の低下を招くためその上限を0.0050%とする。   B is also an element effective for increasing hardenability, and its addition amount is set to 0.0001% or more. However, on the other hand, an increase in the amount of B causes a decrease in the base material toughness due to the formation of coarse precipitates, so the upper limit is made 0.0050%.

また、Vは、析出強化に有効な元素であるため、その添加量を0.001%以上とする。しかし、一方でV量の増大は粗大析出物の生成による母材靭性の低下を招くためその上限を0.200%とする。   Moreover, since V is an element effective for precipitation strengthening, its addition amount is set to 0.001% or more. However, on the other hand, an increase in the amount of V causes a decrease in base material toughness due to the formation of coarse precipitates, so the upper limit is made 0.200%.

Ti、REM、Mg、Caは、鋼板の介在物制御して靱性を向上するためと溶接部靱性を改善するために添加する。特に、溶接部の加熱オーステナイトの微細化や粒内からの変態核生成を通じて母材靱性及び溶接熱影響部靱性を高めることができる。
この効果を発揮するためには、Ti、REMはそれぞれ0.001%以上、Mg、Caは0.0005%以上の添加が必要である。
一方、過剰に添加すると硫化物や酸化物が粗大化して母材靱性や延性の低下をもたらすため、その上限値をTi、REMで0.100%、Mg、Caで0.0200%とし、これらに1種または2種以上を添加する。
Ti, REM, Mg, and Ca are added to improve the toughness by controlling inclusions in the steel sheet and to improve the toughness of the welded portion. In particular, the base material toughness and the weld heat affected zone toughness can be enhanced through refinement of the heated austenite in the weld and transformation nucleation from within the grains.
In order to exert this effect, it is necessary to add 0.001% or more for Ti and REM and 0.0005% or more for Mg and Ca, respectively.
On the other hand, if excessively added, sulfides and oxides are coarsened and the base material toughness and ductility are reduced. Therefore, the upper limits are 0.100% for Ti and REM, and 0.0200% for Mg and Ca. 1 type or 2 types or more are added to this.

Alは、脱酸材として有効な元素であり、その添加量を0.001%以上とする。しかし、一方でAl量の増大は母材靭性の低下を招くためその上限を0.100%とする。   Al is an effective element as a deoxidizing material, and its addition amount is 0.001% or more. However, on the other hand, an increase in the amount of Al causes a decrease in the base material toughness, so the upper limit is made 0.100%.

Nは、TiやAlとTiNやAlNを形成し、鋳片の再加熱の際に微細析出物としてオーステナイトの粒成長、粗大化を抑制する。
オーステナイトの微細化はフェライト変態を促進し、本発明が意図するフェライトとベイナイトあるいはマルテンサイトの2相組織の生成を容易にする。また、微細析出物のTiNは溶接部の金属組織微細化にも寄与するために溶接部靱性も向上するので、これを添加することができる。
しかし、0.0001%未満の添加では効果が無く、一方、過度の添加はTiNやAlNを粗大化させ逆に靱性の劣化を招くので、Nの添加量は0.0001〜0.0100%とする。
N forms Ti or Al and TiN or AlN, and suppresses the grain growth and coarsening of austenite as fine precipitates when the slab is reheated.
Austenite refinement promotes ferrite transformation and facilitates the formation of a two-phase structure of ferrite and bainite or martensite as intended by the present invention. Further, since TiN as a fine precipitate contributes to refinement of the metal structure of the welded portion, the toughness of the welded portion is also improved, so that it can be added.
However, if less than 0.0001% is added, there is no effect. On the other hand, excessive addition coarsens TiN and AlN and conversely causes toughness deterioration, so the amount of N added is 0.0001 to 0.0100%. To do.

本発明に於いては、フェライトの安定的な確保と残部オーステナイトの焼き入れ性が確保され十分な引っ張り強度がえられることが重要である。
そこで、C+Mn/6+Si/24+Mo/4+Cr/5+Ni/40+V/14で表される焼き入れ性の指標を0.23質量%以上0.45質量%以下とした。これが0.23質量%未満では570N/mmの引張強さを達成することが困難であるからである。また、0.45質量%を超えると鋼の焼き入れ性が過剰となりフェライトの確保が困難となり、さらには溶接部の硬度が過剰となり溶接部靭性が低下するからである。
また、本発明に於いては、溶接性(溶接割れ)を改善する目的のために、C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5Bを0.25質量%以下と規定した。
その他、不可避的不純物であるP、Sの含有量はそれぞれ0.020%以下、0.008%以下が好ましい。
In the present invention, it is important that stable securing of ferrite and hardenability of the remaining austenite are ensured and sufficient tensile strength is obtained.
Therefore, the hardenability index represented by C + Mn / 6 + Si / 24 + Mo / 4 + Cr / 5 + Ni / 40 + V / 14 was set to 0.23 mass% or more and 0.45 mass% or less. This is because if it is less than 0.23% by mass, it is difficult to achieve a tensile strength of 570 N / mm 2 . On the other hand, if it exceeds 0.45% by mass, the hardenability of the steel becomes excessive and it becomes difficult to secure ferrite, and further, the hardness of the welded portion becomes excessive and the welded portion toughness decreases.
In the present invention, C + Si / 30 + (Mn + Cu + Cr) / 20 + Ni / 60 + Mo / 15 + V / 10 + 5B is defined as 0.25% by mass or less for the purpose of improving weldability (weld crack).
In addition, the contents of inevitable impurities P and S are preferably 0.020% or less and 0.008% or less, respectively.

次に上記したような化学成分を有する鋼を用いて、本発明が意図する引張強度で570MPa級以上の強度を有する板厚30mm以上の耐震性と溶接性に優れた高張力鋼板の製造方法について説明する。
本発明の製造法に於いて最も重要なのは、基本的にはフェライトとベイナイト、マルテンサイトの2相組織を生成させることにある。これを実現させるために上記した鋼について、さらに以下に説明する圧延、水冷、焼き戻しを適用することによって初めて、引張強度で570MPa級以上の強度を有する板厚30mm以上の耐震性と溶接性に優れた高張力鋼板の製造が可能であることを見出した。
Next, using a steel having the above-described chemical components, a method for producing a high-tensile steel plate excellent in seismic resistance and weldability of a plate thickness of 30 mm or more having a strength of 570 MPa or more with the tensile strength intended by the present invention. explain.
In the production method of the present invention, the most important thing is basically to form a two-phase structure of ferrite, bainite and martensite. In order to realize this, the above-described steel is further applied to rolling, water cooling, and tempering, which will be described below, for the seismic resistance and weldability of a plate thickness of 30 mm or more having a tensile strength of 570 MPa or more. We have found that it is possible to produce excellent high-tensile steel sheets.

まず、第一のポイントは、フェライトを安定的に生成させるための再加熱と圧延の方法であり、具体的には、鋳造後の鋳片そのままか一度冷却した後に再加熱して、850〜1050℃の温度に保持し、その後、圧延温度範囲を850〜1050℃であって、かつ850〜1000℃の間の総圧下率が50〜90%となるように圧延を行うのである。
この方法によれば、オーステナイト組織を微細化することによって、570MPa級以上の引っ張り強度を発現する鋼成分にもかかわらず安定的にフェライトを生成させることができ、低降伏比を安定的に実現できた。
First, the first point is a method of reheating and rolling for stably generating ferrite. Specifically, the cast slab is cooled as it is or once cooled and then reheated to 850 to 1050. Then, the rolling is performed so that the rolling temperature range is 850 to 1050 ° C., and the total rolling reduction between 850 to 1000 ° C. is 50 to 90 %.
According to this method, by refining the austenite structure, it is possible to stably generate ferrite regardless of the steel component that exhibits a tensile strength of 570 MPa or higher, and a low yield ratio can be realized stably. It was.

また、この圧延条件では、フェライトを安定的に生成させることに加えフェライトとベイナイトやマルテンサイトの生成形態も降伏比を低下させる観点から好ましいものが得られることも特性改善の理由のひとつと考えている。
それは、圧延温度を850℃以上として、過度に低下させないことによって、オーステナイトの未再結晶温度域での圧下率を過度に増加させず、オーステナイトの扁平を抑制したために、オーステナイト粒界に生成するのが常であるフェライトが圧延方向に並ぶことがなく、残部オーステナイトも同様に扁平化しないので、これが変態して形成されるベイナイト、マルテンサイトの硬質相が層状組織を形成しないためと考えられた。
Under these rolling conditions, one of the reasons for improving the properties is that ferrite and bainite and martensite can be produced in a favorable manner from the viewpoint of lowering the yield ratio in addition to stably producing ferrite. Yes.
It is produced at the austenite grain boundary because the rolling temperature is set to 850 ° C. or higher, and the reduction of austenite in the non-recrystallization temperature range is not excessively increased and the flattening of austenite is suppressed. However, it is considered that the normal ferrite is not lined up in the rolling direction, and the remaining austenite is not flattened in the same manner, so that the hard phase of bainite and martensite formed by transformation does not form a layered structure.

軟質相と硬質相が層状組織を形成することは、鋼の降伏比を低下させる観点からは好ましくないものと考えられる。
これは、引張試験時(硬質相が引張方向に進展)に硬質相が変形に対して抵抗となり、容易に変形を始めないからである。降伏比を低下させる観点からは軟質層フェライトの中に孤立した硬質相が分布する形態が好ましいと推察され、このような形態が本発明の加熱、圧延条件により達成されるのである。
It is considered that the formation of a lamellar structure between the soft phase and the hard phase is not preferable from the viewpoint of reducing the yield ratio of steel.
This is because the hard phase becomes resistant to deformation during the tensile test (the hard phase progresses in the tensile direction) and does not easily start to deform. From the viewpoint of lowering the yield ratio, it is presumed that a form in which the isolated hard phase is distributed in the soft layer ferrite is preferable, and such a form is achieved by the heating and rolling conditions of the present invention.

次に、圧延終了後の冷却条件について説明する。本発明では、圧延終了後に750℃以上の温度から2〜100℃/sの平均冷却速度で350℃以下の温度まで冷却し、その後、放冷る。
水冷の開始温度を750℃以上としたのは、750℃未満とした場合には、多量のフェライトが水冷前の空冷途上で生成することでフェライトは確保できるものの、粗大なフェライトであるために母材の靭性が低下し、さらに空冷から水冷に移行する温度が鋼板の部位毎に変動することでフェライトの体積率に大きな差が生じることを通じて材質の板内における不均一性が顕著になる。そこで本発明では水冷開始温度を750℃以上と規定した。
Next, cooling conditions after the end of rolling will be described. In the present invention, to a temperature of 350 ° C. or less at an average cooling rate of 2 to 100 ° C. / s from 750 ° C. or higher temperature after rolling completion was cooled, then, it cool.
The reason for setting the water cooling start temperature to 750 ° C. or higher is that when it is less than 750 ° C., a large amount of ferrite is generated in the course of air cooling before water cooling. The toughness of the material decreases, and further, the temperature at which the air-cooling transitions to the water-cooling varies from part to part of the steel sheet, resulting in a large difference in the volume fraction of ferrite. Therefore, in the present invention, the water cooling start temperature is defined as 750 ° C. or higher.

また、水冷時の冷却速度は、本発明の成分範囲で、かつ前記の圧延条件とした場合には非常に幅広い範囲でフェライトの先行生成と残部オーステナイトのベイナイトあるいはマルテンサイトへの変態が生じるため、幅広い範囲を選択することが可能である。
冷却速度が2℃/s未満の場合、フェライト生成後の残部オーステナイトがパーライトへと変態し、目標とする強度が得られないこと、冷却速度が100℃/s超とすることは技術的に非常に困難であることから、本発明における冷却速度の範囲を2℃/s以上100℃/s以下と規定する。
なお、冷却速度が5℃/s以上50℃/s以下の場合には、フェライトの先行生成と残部の低温変態が極めてバランスよく生じることで著しく低い降伏比が達成可能であることから、冷却速度を5℃/s以上50℃/s以下とすることが望ましい。
また、水冷の停止温度はフェライト変態後の残部オーステナイトを極力パーライト変態させずにベイナイトあるいはマルテンサイト主体の組織とするため、350℃以下とする。
In addition, the cooling rate during water cooling is within the component range of the present invention, and in the case of the rolling conditions described above, the ferrite is produced in a very wide range and the remaining austenite is transformed into bainite or martensite. A wide range can be selected.
When the cooling rate is less than 2 ° C / s, the remaining austenite after ferrite formation is transformed into pearlite, the target strength cannot be obtained, and it is technically very high that the cooling rate exceeds 100 ° C / s. Therefore, the range of the cooling rate in the present invention is defined as 2 ° C./s or more and 100 ° C./s or less.
In addition, when the cooling rate is 5 ° C./s or more and 50 ° C./s or less, it is possible to achieve a remarkably low yield ratio because the prior formation of ferrite and the low-temperature transformation of the balance occur in an extremely balanced manner. Is preferably 5 ° C./s or more and 50 ° C./s or less.
In addition, the water cooling stop temperature is set to 350 ° C. or lower so that the remaining austenite after ferrite transformation is made bainite or martensite-based structure without pearlite transformation as much as possible.

次に、焼き戻しの条件について説明する。焼き戻しは、先の冷却で生成したベイナイトやマルテンサイトの硬度を適切なレベルに調整し、過度な硬質相により劣化する靱性を改善する目的で実施することが必要である。また、強制冷却ままの鋼材は、冷却時に変態組織中に導入される可動転位の存在により、変形を開始しやすく、降伏応力が低下している傾向にあるため、これを復元する目的もある。
降伏応力の復元によって、降伏比は増加する傾向となるが、これを極力抑制しながら、前述した焼き戻しの目的を達成するために、以下のような焼き戻し方法を考案した。
Next, conditions for tempering will be described. The tempering needs to be performed for the purpose of adjusting the hardness of bainite and martensite generated by the previous cooling to an appropriate level and improving toughness deteriorated by an excessive hard phase. In addition, the steel material that has been subjected to forced cooling tends to start deformation due to the presence of movable dislocations introduced into the transformation structure during cooling, and the yield stress tends to decrease.
The yield ratio tends to increase due to the recovery of the yield stress, and the following tempering method has been devised in order to achieve the purpose of tempering described above while suppressing this as much as possible.

まず、焼き戻し温度は、250〜550℃の通常の焼き戻しに比較してかなり低温で行う。これによって、比較的拡散しやすいC原子は移動してセメンタイト(FeC)などの炭化物としてマルテンサイトから分解し、焼き入れままのマルテンサイトの硬度を低下させ靱性を改善する。また、C原子は可動転位を固着し、降伏応力の過度の低下を回復させる。
しかし、焼き戻し温度が低いためにNb原子のような拡散しにくい元素は動かず、降伏応力を顕著に増加させるNbCなどの析出は抑制することが可能なのである。
こうして、過度な硬質相により劣化する靱性を改善するとともに冷却によって生成した可動転位をC原子で固着するにより降伏応力を回復させるという本発明における焼き戻しの目的を達成することができるのである。
なお、この焼き戻しは、できるだけ短時間で実施することが好ましいので、できれば昇温速度を0.5℃/s以上5℃/s、保持時間を0〜20分以内で実施することが望ましい。
First, the tempering temperature is performed at a considerably low temperature as compared with the normal tempering at 250 to 550 ° C. As a result, C atoms that are relatively easy to diffuse move and decompose from martensite as carbides such as cementite (Fe 3 C), thereby reducing the hardness of as-quenched martensite and improving toughness. Also, C atoms fix mobile dislocations and recover an excessive decrease in yield stress.
However, since the tempering temperature is low, elements that are difficult to diffuse such as Nb atoms do not move, and precipitation of NbC or the like that significantly increases the yield stress can be suppressed.
Thus, it is possible to achieve the purpose of tempering in the present invention in which toughness deteriorated by an excessive hard phase is improved and yield stress is recovered by fixing movable dislocations generated by cooling with C atoms.
Note that this tempering is preferably performed in as short a time as possible. Therefore, if possible, it is desirable to perform the heating rate at 0.5 ° C./s or more and 5 ° C./s and the holding time within 0 to 20 minutes.

種々の化学成分の供試鋼材を用いて、種々の製造条件で製造した板厚30〜100mmの鋼板について、母材の引張強さ、降伏比および溶接熱影響部靱性を評価した。
鋼板の化学成分、最終板厚、Ceq、Pcmを表1に、製造条件、母材の引張強さ、降伏比および溶接熱影響部靱性を表2に示す。
Using test steel materials having various chemical components, the tensile strength, yield ratio, and weld heat affected zone toughness of the base material were evaluated for steel plates having a thickness of 30 to 100 mm manufactured under various manufacturing conditions.
Table 1 shows the chemical composition, final plate thickness, Ceq, and Pcm of the steel sheet, and Table 2 shows the manufacturing conditions, the tensile strength of the base metal, the yield ratio, and the weld heat affected zone toughness.

引張強さと降伏比は、引張試験により測定した。試験片は、1/4t部(板厚中心と表面との中間)から圧延方向に垂直にJIS4号サブサイズ引張試験片を採取した。引張強さ、降伏比は同一条件で実施した2本の試験結果の平均値を採用した。   Tensile strength and yield ratio were measured by a tensile test. As a test piece, a JIS No. 4 sub-size tensile test piece was sampled perpendicularly to the rolling direction from a 1/4 t portion (intermediate between the center of the plate thickness and the surface). For the tensile strength and the yield ratio, the average value of two test results carried out under the same conditions was adopted.

溶接熱影響部靱性は2水準の溶接条件で実施した溶接継手から試験片を採取して試験に供した。溶接方法はサブマージアーク溶接とエレクトロスラグ溶接の2種類とした。
サブマージアーク溶接の場合、突合せ溶接のボンドから0.5mmはなれた場所がシャルピー試験片のノッチ位置に対応するように試験片を採取し、0℃で行った3本の試験における衝撃吸収エネルギーの平均値を採用した。
入熱条件は、例えば、板厚30mm、50mm、100mmそれぞれに対応する試験片採取部位及び溶接入熱はそれぞれ2.5kJ/mm(1/2t部)、4.0kJ/mm(1/4t部)5.5kJ/mm(1/4t部)程度である。
The weld heat-affected zone toughness was obtained by taking a test piece from a welded joint carried out under two levels of welding conditions. Welding methods were submerged arc welding and electroslag welding.
In the case of submerged arc welding, specimens were taken so that the location 0.5 mm away from the butt weld bond corresponds to the notch position of the Charpy specimen, and the average of the shock absorption energy in three tests conducted at 0 ° C. Value was adopted.
The heat input conditions are, for example, test piece collection parts corresponding to plate thicknesses of 30 mm, 50 mm, and 100 mm and welding heat input of 2.5 kJ / mm (1/2 t part) and 4.0 kJ / mm (1/4 t part), respectively. ) About 5.5 kJ / mm (1/4 t part).

エレクトロスラグ溶接の場合、ボックス柱のスキンプレートとダイヤフラムの溶接に相当する継手を作成し、スキンプレート側のボンド部から0.5mmはなれた場所がシャルピー試験片のノッチ位置に対応するように試験片を採取し、0℃で行った3本の試験における衝撃吸収エネルギーの平均値を採用した。
溶接入熱は、例えば、板厚30mm、50mm、100mmそれぞれに対して、40、60、90kJ/mmの程度である。
In the case of electroslag welding, a joint corresponding to the welding of the box column skin plate and diaphragm is created, and the test piece is set so that the location 0.5 mm away from the bond part on the skin plate side corresponds to the notch position of the Charpy test piece. The average value of impact absorption energy in three tests conducted at 0 ° C. was adopted.
The welding heat input is, for example, about 40, 60, and 90 kJ / mm for plate thicknesses of 30 mm, 50 mm, and 100 mm, respectively.

表1、2に示した実施例から、本発明法により製造された鋼板は降伏比が低く、かつ溶接熱影響部靱性に優れ、溶接割れ感受性を示すPcmも低いことから耐震性および溶接性にも優れており、本発明は有効である。   From the examples shown in Tables 1 and 2, the steel plate produced by the method of the present invention has a low yield ratio, excellent weld heat-affected zone toughness, and low Pcm indicating weld crack susceptibility. The present invention is also effective.


Claims (6)

質量%で、
C :0.03〜0.15%、
Si:0.01〜0.50%、
Mn:0.15〜1.30%、
Mo:0.05〜0.40%、
Nb:0.001〜0.050%
を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、かつCeq=C+Mn/6+Si/24+Mo/4+Cr/5+Ni/40+V/14が0.23質量%以上0.45質量%以下、Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5Bが0.25質量%以下である鋼を、鋳造後そのままか一度冷却した後に再加熱して、850〜1050℃の温度に保持し、その後、圧延温度範囲を850〜1050℃であって、かつ850〜1000℃の間の総圧下率が50〜90%となるように圧延を行って、圧延終了後には750℃以上の温度から2〜100℃/sの平均冷却速度で350℃以下の温度まで冷却し、その後、放冷、250〜550℃の温度で焼き戻し、その後放冷することを特徴とする、引張強度570MPa級以上の強度を有する板厚30mm以上の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。
% By mass
C: 0.03-0.15%,
Si: 0.01 to 0.50%,
Mn: 0.15 to 1.30%,
Mo: 0.05 to 0.40%,
Nb: 0.001 to 0.050%
The balance is Fe and inevitable impurities, and Ceq = C + Mn / 6 + Si / 24 + Mo / 4 + Cr / 5 + Ni / 40 + V / 14 is 0.23% by mass or more and 0.45% by mass or less, Pcm = C + Si / 30 + ( A steel having Mn + Cu + Cr) / 20 + Ni / 60 + Mo / 15 + V / 10 + 5B of 0.25% by mass or less is cooled as it is or once after cooling, and then re-heated and maintained at a temperature of 850 to 1050 ° C., and then the rolling temperature range Is 850 to 1050 ° C. and the total rolling reduction between 850 and 1000 ° C. is 50 to 90 %, and after the end of rolling, the temperature is increased from 750 ° C. to 2 to 100 ° C./s. It is cooled to a temperature of 350 ° C. or less at an average cooling rate of, then allowed to cool, tempered at a temperature of 250 to 550 ° C., and then allowed to cool. A method for producing a steel sheet having a tensile strength of 570 MPa or higher and a thickness of 30 mm or more and excellent in earthquake resistance and weldability.
質量%で、さらに、
Cr:0.005〜1.000%、
Cu:0.005〜1.000%、
Ni:0.005〜2.000%、
B :0.0001〜0.0050%
の1種または2種以上を含有することを特徴とする、請求項1に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。
In mass%,
Cr: 0.005 to 1.000%
Cu: 0.005 to 1.000%
Ni: 0.005 to 2.000%,
B: 0.0001 to 0.0050%
1 or 2 types or more of these are contained, The manufacturing method of the steel plate excellent in the earthquake resistance and weldability of Claim 1 characterized by the above-mentioned.
質量%で、さらに、
V :0.001〜0.200%
を含有することを特徴とする、請求項1または2に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。
In mass%,
V: 0.001 to 0.200%
The manufacturing method of the steel plate excellent in earthquake resistance and weldability of Claim 1 or 2 characterized by the above-mentioned.
質量%で、さらに、
Ti :0.001〜0.100%、
REM:0.001〜0.100%、
Mg :0.0005〜0.0200%、
Ca :0.0005〜0.0200%
の1種または2種以上を含有することを特徴とする、請求項1ないし3のいずれか1項に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。
In mass%,
Ti: 0.001 to 0.100%,
REM: 0.001 to 0.100%,
Mg: 0.0005 to 0.0200%,
Ca: 0.0005 to 0.0200%
The method for producing a steel plate excellent in seismic resistance and weldability according to any one of claims 1 to 3, wherein one or more of the above are contained.
質量%で、さらに、
Al:0.001〜0.100%
を含有することを特徴とする、請求項1ないし4のいずれか1項に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。
In mass%,
Al: 0.001 to 0.100%
The manufacturing method of the steel plate excellent in seismic resistance and weldability of any one of Claim 1 thru | or 4 characterized by the above-mentioned.
質量%で、さらに、
N :0.0001〜0.0100%
を含有することを特徴とする、請求項1ないし5のいずれか1項に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。
In mass%,
N: 0.0001 to 0.0100%
The method for producing a steel plate excellent in earthquake resistance and weldability according to claim 1, comprising:
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