JP5515954B2 - Low yield ratio high-tensile steel plate with excellent weld crack resistance and weld heat-affected zone toughness - Google Patents

Low yield ratio high-tensile steel plate with excellent weld crack resistance and weld heat-affected zone toughness Download PDF

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本発明は、土木、建築、橋梁等の溶接構造物用として好適な、高張力厚鋼板に係り、とくに入熱15〜900kJ/cmの広範囲の溶接条件においても、耐溶接割れ性と溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板に関する。ここでいう「低降伏比高張力厚鋼板」は、板厚12mm以上で、降伏強さ:440MPa以上、引張強さ590MPa以上で、降伏比80%以下の厚鋼板をいうものとする。  The present invention relates to a high-tensile steel plate suitable for welded structures such as civil engineering, architecture, bridges, etc., and particularly in a wide range of welding conditions with a heat input of 15 to 900 kJ / cm, the weld crack resistance and the influence of welding heat. The present invention relates to a high yield thick steel plate with low yield ratio and excellent toughness. The “low-yield ratio high-tensile thick steel plate” herein refers to a thick steel plate having a thickness of 12 mm or more, a yield strength of 440 MPa or more, a tensile strength of 590 MPa or more, and a yield ratio of 80% or less.

近年、溶接構造物の大型化に伴い、鋼材の高強度化や厚肉化が進められている。しかし、同時に、構造物の施工能率向上と施工コストの低減が要望されている。このような要望から、溶接効率の向上が求められ、大入熱溶接の適用範囲が拡大されている。例えば、高層建築物に用いられるボックス柱では、サブマージアーク溶接やエレクトロスラグ溶接などの溶接入熱が400kJ/cmを超えるような超大入熱溶接が適用されている。  In recent years, with the increase in size of welded structures, the strength and thickness of steel materials have been increased. However, at the same time, there is a demand for improving the construction efficiency of structures and reducing construction costs. From such a demand, the improvement of welding efficiency is calculated | required and the application range of high heat input welding is expanded. For example, for box columns used in high-rise buildings, super-high heat input welding, such as submerged arc welding and electroslag welding, in which welding heat input exceeds 400 kJ / cm is applied.

また、建築構造物では、耐震性の向上が要求され、鋼板自体の塑性変形能確保のために、降伏比YRを80%以下とする低YR特性が要求されてきた。近年では、この低YR特性に加えて、さらに、溶接継手部において高い靱性が要求されるようになっている。例えば、ボックス柱の溶接部や柱-梁接合部において、0℃におけるシャルピー吸収エネルギーが、重要な部位では70J以上、その他の部位でも27J以上の高靱性を有することが要求されている。   Building structures are also required to have improved earthquake resistance, and low YR characteristics with a yield ratio YR of 80% or less have been required to secure the plastic deformability of the steel sheet itself. In recent years, in addition to this low YR characteristic, high toughness is required in the welded joint. For example, it is required that Charpy absorbed energy at 0 ° C. is 70 J or more in important parts and 27 J or more in other parts in box column welds and column-beam joints.

一般に、鋼材に大入熱溶接を適用した際に、最も靭性が低下する部位は、溶接熱影響部(以下HAZともいう)のうち、溶融線近傍のボンド部と呼ばれる領域である。ボンド部では、大入熱溶接時に融点に近い高温にさらされ、オーステナイト粒が粗大化しやすく、さらに引続く冷却の際に、上部ベイナイト相や島状マルテンサイト相といった低靭性の組織をオーステナイト粒内に生成しやすい。このようなHAZは、旧オーステナイト粒が粗大化していることから、粗粒HAZ(Coarse grain HAZ:CGHAZ)と呼ばれている。   In general, when high heat input welding is applied to a steel material, the portion where the toughness is most reduced is a region called a bond portion in the vicinity of the fusion line in the weld heat affected zone (hereinafter also referred to as HAZ). The bond part is exposed to a high temperature close to the melting point during high heat input welding, and the austenite grains are likely to be coarsened.Further, during the subsequent cooling, a low toughness structure such as an upper bainite phase or an island martensite phase is formed in the austenite grains. Easy to generate. Such HAZ is called coarse grain HAZ (Coarse grain HAZ: CGHAZ) because the prior austenite grains are coarsened.

一方、小入熱多パス溶接時のボンド部では、後続パスにより再加熱され、二相域まで再加熱される領域(1nter-critical1y reheated CGHAZ :ICCGHAZ)が存在する。このような領域では、島状マルテンサイトが生成しやすく、靱性が低下する。
引張強さが590MPaを超えるような高強度鋼板では、強度確保のために合金を多量に添加することが多い。このため、このような鋼板では、降伏比が上昇し、また大入熱溶接のボンド部や小入熱溶接での二相域再加熱HAZでは、靭性が低下する傾向にある。また、このような鋼板の、仮付け溶接や吊り工具の溶接など小入熱でかつビード長さが短い溶接部では、HAZが硬化しやすくなる。硬さがHV350を超えると低温割れや遅れ破壊などの危険がある。このため、このような高強度鋼板では、HV350未満に抑えられるような耐溶接割れ性(または耐溶接硬化性)も要求される。このようなことから、低降伏比と、優れたHAZ靭性および耐溶接割れ性(耐溶接硬化性)などを兼備した高強度厚鋼板が要望されている。
On the other hand, there is a region (1nter-critical 1y reheated CGHAZ: ICCGHAZ) that is reheated by the subsequent pass and reheated to the two-phase region in the bond portion during the small heat input multi-pass welding. In such a region, island-like martensite is easily generated and toughness is reduced.
In a high-strength steel sheet having a tensile strength exceeding 590 MPa, a large amount of alloy is often added to ensure strength. For this reason, in such a steel sheet, the yield ratio increases, and the toughness tends to decrease in the bond portion of large heat input welding and the two-phase region reheated HAZ in small heat input welding. In addition, HAZ tends to harden in a welded portion of such a steel plate with a small heat input and a short bead length, such as tack welding or welding of a hanging tool. If the hardness exceeds HV350, there is a risk of cold cracking and delayed fracture. For this reason, such high-strength steel sheets are also required to have weld crack resistance (or weld hardenability) that can be suppressed to less than HV350. For these reasons, there is a demand for a high-strength thick steel plate that has a low yield ratio, excellent HAZ toughness, weld crack resistance (weld hardenability), and the like.

このような要望に対し、鋼中に微細な介在物・析出物を分散させて、オーステナイト粒の粗大化を防止するとともに、これら微細な介在物・析出物を粒内フェライトの核生成サイトとして機能させて、旧オーステナイト粒内組織の微細化を図る技術が種々提案され、実施されている。
例えば、特許文献1には、C:0.01〜0.15%、Si:0.05〜0.6%、Mn:0.5〜2.0%、Al:0.01〜0.08%を基本成分として含有し、強さと靱性の要請に応じて、Nb、V、Ni、Cu、Cr、Mo、Bの1種以上を含むほか、N:0.001〜0.007%に抑制し、Ti:0.005〜0.025%とREM:0.002〜0.01%とを複合含有する成分調整を行った組成になる鋼を、(Ac3点−30℃)の温度から1150℃を超えない温度範囲におけるスラブ加熱下の熱間圧延にて製造し、加熱の際に伴われる異常粒の生成を抑制することを特徴とする溶接構造物用高張力鋼のじん性安定化方法が提案されている。特許文献1に記載された技術では、TiNとREM(希土類元素)の酸硫化物(オキシサルファイド)とが複合的に有効に作用して、母材および大入熱溶接部における靭性がすぐれ、かつそのばらつきのない高張力鋼材が得られるとしている。
In response to such demands, fine inclusions and precipitates are dispersed in the steel to prevent the austenite grains from coarsening, and these fine inclusions and precipitates function as nucleation sites for intragranular ferrite. Various techniques have been proposed and implemented to refine the prior austenite grain structure.
For example, Patent Document 1 contains C: 0.01 to 0.15%, Si: 0.05 to 0.6%, Mn: 0.5 to 2.0%, Al: 0.01 to 0.08% as basic components, according to demands for strength and toughness. In addition to containing one or more of Nb, V, Ni, Cu, Cr, Mo, and B, N: 0.001 to 0.007% is suppressed, and Ti: 0.005 to 0.025% and REM: 0.002 to 0.01% are combined. Steel whose composition is adjusted is manufactured by hot rolling under slab heating in a temperature range not exceeding 1150 ° C from the temperature of (Ac3 point – 30 ° C). There has been proposed a method for stabilizing the toughness of high-strength steel for welded structures, characterized by suppressing formation. In the technology described in Patent Document 1, TiN and REM (rare earth element) oxysulfide (oxysulfide) act effectively in combination, and the toughness in the base metal and the high heat input weld is excellent, and It is said that high-strength steel materials with no variation can be obtained.

また、特許文献2には、5μm以下の大きさのTiOx(ただしx:0.65〜1.3)を0.004〜0.06%含有する溶接用鋼材が提案されている。特許文献2に記載された技術では、針状フェライトの核生成サイトとして有効なTiOxを微細分散させて、溶接ボンド部とHAZとを高靭化するとしている。   Patent Document 2 proposes a welding steel material containing 0.004 to 0.06% of TiOx (x: 0.65 to 1.3) having a size of 5 μm or less. In the technique described in Patent Document 2, TiOx effective as a nucleation site of acicular ferrite is finely dispersed to make the weld bond portion and HAZ tough.

また、特許文献3には、C:0.05〜0.15%、Si:0.05〜0.50%、Mn:0.6〜1.6%を含み、P,S,Alを適正範囲に調整して含有し、さらに、Cu:0.1〜1.0%、NI:0.1〜2.0%、Ti:0.005〜0.030%、B:0.0003〜0.0050%、Ca:0.0005〜0.0050%、N:0.0030〜0.0060%、O:0.0010〜0.0030%を、ACRが0.2〜0.8%、Ceqが0.47%以下となる範囲で含む鋼素材を、熱間圧延後、加速冷却を施し厚鋼板とし、さらに二相域の温度に再加熱したのち焼入れ、焼戻する、超大入熱溶接熱影響部靭性に優れる低降伏比高強度厚鋼板の製造方法が提案されている。特許文献3に記載された技術では、超大入熱溶接部靭性を向上するために、高温に加熱された領域におけるオーステナイト粒の粗大化抑制と、冷却時にフェライト変態を促進する変態核の微細分散が重要で、TiNの適用と、Ca、O、Sの含有量をACRが適正範囲となるように調整して形態を最適化したCa酸硫化物を鋼中に分散して粒内フェライトの核生成を促進させて、超大入熱溶接部靭性を向上させるとしている。   Patent Document 3 includes C: 0.05 to 0.15%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.6 to 1.6%, and contains P, S, and Al adjusted to an appropriate range, and Cu: 0.1-1.0%, NI: 0.1-2.0%, Ti: 0.005-0.030%, B: 0.0003-0.0050%, Ca: 0.0005-0.0050%, N: 0.0030-0.0060%, O: 0.0010-0.0030%, ACR Steel material containing 0.2 to 0.8% and Ceq in the range of 0.47% or less, after hot rolling, accelerated cooling to thick steel plate, and further re-heating to two-phase temperature, followed by quenching and tempering. There has been proposed a method for producing a low yield ratio high strength thick steel plate that is excellent in heat input weld heat affected zone toughness. In the technique described in Patent Document 3, in order to improve the toughness of the super high heat input weld zone, the austenite grain coarsening is suppressed in a region heated to a high temperature, and the transformation core fine dispersion that promotes the ferrite transformation during cooling is performed. It is important to apply TiN and adjust the Ca, O, and S contents so that the ACR is in the proper range and optimize the morphology. It is said that the toughness of super-high heat input welds will be improved.

しかしながら、特許文献1〜3に記載された技術では、Ti、N、Ca、S、Oなどの微量元素の量を精密に制御する必要があり、精錬に長時間を要し製鋼コストの増加につながったり、大量生産が難しいという問題があった。また、TiNを鋼中に多量に分散させようとしてN量を増加させると、連鋳スラブの表面性状が劣化して鋳片表面の手入負荷が増大したり、歩留りが低下して製造コストの増加につながるという問題があった。   However, in the techniques described in Patent Documents 1 to 3, it is necessary to precisely control the amount of trace elements such as Ti, N, Ca, S, and O, which takes a long time for refining and increases the steelmaking cost. There was a problem that it was difficult to connect and mass production. Also, increasing the amount of N in order to disperse a large amount of TiN in the steel will deteriorate the surface properties of the continuous cast slab, increase the care load on the surface of the slab, reduce the yield, and reduce the production cost. There was a problem that led to an increase.

また、特許文献4には、C:0.05〜0.15%、Si:0.05〜0.50%、Mn:0.30〜2.00%、Al:0.002〜0.10%、N:0.002〜0.010%を、基本成分として、焼入れ性の指標DIを40.6〜55.9mmまたは83.8〜99.1mmに調整した組成と、5〜20%の粒界析出フェライトと残部がベイナイトからなる組織からなる、大入熱溶接部の熱影響部靭性が優れた低降伏比高張力鋼板が提案されている。特許文献4に記載された技術では、合金元素含有量を調整して、焼入性を適正な範囲に制御して、大入熱溶接のHAZ靭性を向上できるとしている。   In Patent Document 4, C: 0.05 to 0.15%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.30 to 2.00%, Al: 0.002 to 0.10%, N: 0.002 to 0.010% are used as the basic components and hardenability. The heat affected zone toughness of high heat input welds is composed of a composition in which the index DI is adjusted to 40.6 to 55.9 mm or 83.8 to 99.1 mm, and a structure consisting of 5 to 20% grain boundary precipitated ferrite and the balance consisting of bainite. Low yield ratio high strength steel sheets have been proposed. According to the technique described in Patent Document 4, the HAZ toughness of high heat input welding can be improved by adjusting the alloy element content and controlling the hardenability within an appropriate range.

また、特許文献5には、質量%で、C:0.02〜0.04%、固溶B:0.0002〜0.002%を含有し、合金元素を、合金元素の関係式であるCENが0.21〜0.30%を満足するように調整して含有し、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とする非調質型低降伏比高張力鋼板が提案されている。特許文献5に記載された技術では、C含有量を適正に低減し、その代わりに固溶Bおよび焼入れ性向上元素を適正に添加して、組織をベイナイトとして所望の高強度と予熱不要を達成するとしている。   Patent Document 5 contains C: 0.02 to 0.04% and solid solution B: 0.0002 to 0.002% by mass%, and the alloy element CEN, which is a relational expression of the alloy elements, satisfies 0.21 to 0.30%. Thus, a non-tempered low yield ratio high tensile strength steel sheet having a structure containing bainite as a main component and 0.8 to 2.5% by volume of island martensite dispersed has been proposed. In the technique described in Patent Document 5, the C content is appropriately reduced, and instead, solid solution B and a hardenability improving element are appropriately added to achieve desired high strength and no need for preheating as bainite. If so.

特開昭60-152626号公報JP-A-60-152626 特開昭57-51243号公報JP 57-51243 A 特開2005-68519号公報JP 2005-68519 JP 特開平9-202936号公報JP 9-202936 JP 特開2000-219934号公報JP 2000-219934

しかしながら、特許文献4に記載された技術では、60mmを超える厚肉鋼板で、引張強さ:590MPa以上の母材部強度および溶接継手部強度を安定して確保することは難しい。引張強さ:590MPa以上の母材部強度および溶接継手部強度を安定して確保するためには、多量の合金元素を含有する必要があるという問題があった。
また、特許文献5に記載された技術では、60mmを超える厚肉鋼板で、所望の高強度を確保するためには、高い焼入性を確保する必要があり、多量の合金元素の含有を必要とする。Mn、Cu、Ni等の合金元素量を増加することは、連鋳スラブの表面性状を劣化させたり、中央偏析部の硬さ上昇によるスラブ内部欠陥増加などを引き起こす危険性が増加するという問題がある。
However, with the technique described in Patent Document 4, it is difficult to stably secure the base metal part strength and the weld joint strength of a tensile strength of 590 MPa or more with a thick steel plate exceeding 60 mm. Tensile strength: There is a problem that it is necessary to contain a large amount of alloy elements in order to stably secure the strength of the base metal part and the welded joint part of 590 MPa or more.
Moreover, in the technique described in Patent Document 5, it is necessary to ensure high hardenability and to contain a large amount of alloy elements in order to ensure a desired high strength with a thick steel plate exceeding 60 mm. And Increasing the amount of alloy elements such as Mn, Cu, and Ni increases the risk of deteriorating the surface properties of continuous cast slabs and increasing the number of internal defects in the slab due to the increased hardness of the central segregation part. is there.

本発明は、上記した従来技術の間題を解決し、建築構造用として好適な、降伏強さYS :440MPa以上、引張強さTS:590MPa以上、降伏比YR:80%以下を有し、さらに超大入熱溶接部および小入熱多パス溶接部において、耐溶接割れ性と溶接熱影響部靭性に優れた高張力厚鋼板を提供することを目的とする。なお本発明は、介在物・析出物の微細分散制御など高度な製鋼技術を用いることなく、また、スラブ表面性状を損ねる元素を含有することもなく、大量生産に適した方式で安価に、製造できる高張力厚鋼板を目的とする。   The present invention solves the problems of the prior art described above, and has a yield strength YS: 440 MPa or more, a tensile strength TS: 590 MPa or more, and a yield ratio YR: 80% or less, which is suitable for a building structure. An object of the present invention is to provide a high-tensile thick steel plate having excellent weld crack resistance and weld heat-affected zone toughness in super-high heat input welds and small heat input multi-pass welds. In addition, the present invention does not use advanced steelmaking technology such as fine dispersion control of inclusions / precipitates, and does not contain elements that impair the surface properties of slabs. The purpose is a high-tensile steel plate that can be made.

なお、ここでいう「厚鋼板」とは、板厚:12mm以上、好ましくは60mm以上100mm以下の厚肉の鋼板をいうものとする。また、ここでいう「溶接熱影響部靭性に優れた」とは、溶接入熱量が400kJ/cmを超える超大入熱溶接部のボンド部付近と、溶接入熱量が20〜50kJ/cmの小入熱多パス溶接におけるICCGHAZの両方において、シャルピー衝撃試験の0℃における吸収エネルギー(vEo)が27J以上を示す場合をいうものとする。また、「耐溶接割れ性に優れた」とは、長さ40mmのショートビート溶接部の最高硬さがHV350未満である場合をいうものとする。   The term “thick steel plate” used herein refers to a thick steel plate having a thickness of 12 mm or more, preferably 60 mm or more and 100 mm or less. The term “excellent toughness at heat affected zone” means here the vicinity of the bond part of the super high heat input weld where the heat input of welding exceeds 400 kJ / cm and the small heat input of 20-50 kJ / cm. In both ICCGHAZ in thermal multi-pass welding, the absorbed energy (vEo) at 0 ° C. in the Charpy impact test indicates 27 J or more. “Excellent weld crack resistance” means that the maximum hardness of a 40 mm long short beat weld is less than HV350.

本発明者らは、上記した目的を達成するために、合金元素の種類とその含有量について鋭意検討した。その結果、まず、本発明では、製造性を損ねないために、スラブ割れを助長し連鋳スラブ性状に悪影響を及ぼすN、B、さらにはCu、Ni等の合金元素の含有をできるだけ制限することとした。そして、合金元素含有量を低減しつつ、母材および溶接継手部において所望の強度を安定して確保するために、C量を0.07〜0.09質量%の狭い範囲に限定することとし、さらに適正量のMoを含有して、組織をベイナイト相主体の組織として、母材および溶接継手部において所望の高強度と、優れた耐溶接割れ性と優れたHAZ靭性とを兼備して、確保することができることに想到した。   In order to achieve the above-mentioned object, the present inventors diligently studied the types of alloy elements and their contents. As a result, first, in the present invention, in order not to impair the manufacturability, the content of alloy elements such as N, B, and Cu, Ni, etc., which promote slab cracking and adversely affect the properties of continuously cast slabs, is limited as much as possible It was. And in order to stably secure the desired strength in the base metal and the welded joint while reducing the alloy element content, the amount of C is limited to a narrow range of 0.07 to 0.09% by mass, and an appropriate amount It can be ensured by combining the desired high strength, excellent weld crack resistance and excellent HAZ toughness in the base metal and welded joints, with the structure containing Mo in the bainite phase. I came up with what I can do.

また、本発明者らは、HAZ靭性に及ぼす合金元素の影響についてさらに検討した。その結果、SiとPとをともに低減し、さらに適量のSを含有させることにより、超大入熱溶接のCGHAZおよび小入熱多パス溶接におけるICCGHAZの靭性が向上することを見出した。なお、Siを低減しさらにPを低減することは、島状マルテンサイトの生成を抑制するとともに、生成された島状マルテンサイト自体の靭性向上に寄与し、また、適量のS含有は、旧オーステナイト粒内でのベイナイトの核生成を促進し、ベイナイトパケットサイズまたはブロックサイズの微細化に寄与する。これらを組み合わせて、HAZ靭性が顕著に向上する。   In addition, the inventors further examined the influence of alloy elements on HAZ toughness. As a result, it was found that the toughness of CGHAZ for ultra-high heat input welding and ICCGHAZ for small heat input multi-pass welding is improved by reducing both Si and P and further containing an appropriate amount of S. Note that reducing Si and further reducing P suppresses the formation of island martensite and contributes to improving the toughness of the generated island martensite itself. It promotes the nucleation of bainite in the grains and contributes to refinement of the bainite packet size or block size. By combining these, HAZ toughness is remarkably improved.

またさらに、N、B、Cu、Ni等の合金元素をできるだけ低減することにより、超大入熱溶接のCGHAZおよび小入熱多パス溶接のICCGHAZにおける島状マルテンサイトの生成を抑制できることも見出した。
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
Furthermore, it has also been found that generation of island martensite in CGHAZ for super high heat input welding and ICCGHAZ for small heat input multi-pass welding can be suppressed by reducing alloy elements such as N, B, Cu, and Ni as much as possible.
The present invention has been completed based on such findings and further studies. That is, the gist of the present invention is as follows.

(1)質量%で、C:0.07〜O.09%、Si:0.01〜0.07%、Mn:1.0〜1.6%、P:0.009%以下、S:0.0008〜0.0019%、Mo:0.20〜0.60%、Al:0.005〜0.060%と、さらにCr:0.05〜0.60%、Nb:0.005〜0.030%、V:0.005〜0.080%のうちから選ばれた1種または2種以上を含み、さらにB,NがB:0.0003%以下、N:0.0040%以下であり、かつ、次(1)式
Ceq=C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14 ‥‥(1)
(ここで、C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、V:各元素の含有量(質量%))
で定義されるCeqが0.40〜0.47、次(2)式
Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B ‥‥(2)
(ここで、C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B:各元素の含有量(質量%))
で定義されるPcmが0.21以下を満足するように含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる組成を有することを特徴とする耐溶接割れ性と溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板。
(1) By mass%, C: 0.07 to O.09%, Si: 0.01 to 0.07%, Mn: 1.0 to 1.6%, P: 0.009% or less, S: 0.0008 to 0.0019%, Mo: 0.20 to 0.60%, Al: 0.005 to 0.060%, Cr: 0.05 to 0.60%, Nb: 0.005 to 0.030%, V: 0.005 to 0.080%, or one or more selected from B5 and N are B : 0.0003% or less, N: 0.0040% or less, and the following formula (1): Ceq = C + Si / 24 + Mn / 6 + Ni / 40 + Cr / 5 + Mo / 4 + V / 14 (1)
(Here, C, Si, Mn, Ni, Cr, Mo, V: content of each element (mass%))
Ceq defined by 0.40 to 0.47, the following formula (2) Pcm = C + Si / 30 + Mn / 20 + Cu / 20 + Ni / 60 + Cr / 20 + Mo / 15 + V / 10 + 5B (2)
(Here, C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, B: content of each element (mass%))
Low yield ratio and high tensile thickness with excellent weld crack resistance and weld heat affected zone toughness, characterized in that Pcm is defined to satisfy 0.21 or less and has a composition consisting of the balance Fe and inevitable impurities steel sheet.

(2)(1)において、前記組成に加えてさらに、質量%で、Cu:0.10%以下、Ni:0.10%以下のうちから選ばれた1種または2種を、次(3)式
Mn+Cu+Ni ≦ 1.6% ‥‥(3)
(ここで、Mn、Cu、Ni:各元素の含有量(質量%))
を満足するように含有することを特徴とする低降伏比高張力厚鋼板。
(2) In (1), in addition to the above-described composition, one or two selected from Cu: 0.10% or less and Ni: 0.10% or less by mass% are represented by the following formula (3)
Mn + Cu + Ni ≦ 1.6% (3)
(Where Mn, Cu, Ni: content of each element (mass%))
A low-yield-ratio, high-tensile steel plate characterized by containing

(3)(1)または(2)において、前記組成に加えてさらに、質量%で、Ti:0.005〜0.030%を含有することを特徴とする低降伏比高張力厚鋼板。
(4)(1)ないし(3)のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量%で、Ca:0.0005〜0.0030%、REM:0.0010〜0.0050%のうちから選ばれた1種または2種を含有することを特徴とする低降伏比高張力厚鋼板。
(3) The low yield ratio high-tensile steel plate according to (1) or (2), further containing Ti: 0.005 to 0.030% by mass% in addition to the above composition.
(4) In any one of (1) to (3), in addition to the above composition, one or two selected from Ca: 0.0005 to 0.0030% and REM: 0.0010 to 0.0050% by mass% A low-yield-ratio, high-tensile steel plate characterized by containing.

本発明によれば、建築構造用として好適な、降伏強さYS:440MPa以上、引張強さTS:590MPa以上、降伏比YR:80%以下を有し、さらに超大入熱溶接部および小入熱多パス溶接部において、耐溶接割れ性と溶接熱影響部靭性に優れた、厚肉の高張力鋼板を、安価に大量生産することが可能となるという、産業上格段の効果を奏する。また、本発明は、鋼構造物の大型化や、耐震性の向上、施工効率の向上などに、大きく寄与するという効果もある。   According to the present invention, it has a yield strength YS: 440 MPa or more, a tensile strength TS: 590 MPa or more, and a yield ratio YR: 80% or less, which is suitable for a building structure. In a multi-pass weld zone, there is a remarkable industrial effect that it is possible to mass-produce a thick high-strength steel plate excellent in weld crack resistance and weld heat affected zone toughness at low cost. Moreover, this invention also has the effect of making a big contribution to the enlargement of a steel structure, the improvement of earthquake resistance, the improvement of construction efficiency, etc.

実施例で用いた溶接継手の開先形状を模式的に示す説明図である。It is explanatory drawing which shows typically the groove shape of the welded joint used in the Example. 実施例で使用したシャルピー衝撃試験片の採取位置を模式的に示す説明図である。It is explanatory drawing which shows typically the collection position of the Charpy impact test piece used in the Example.

まず、本発明高張力厚鋼板の組成限定理由について説明する。以下、とくに断わらない限り、質量%は単に%と記す。
C:0.07〜0.09%
Cは、鋼の強度を増加させ、構造用鋼材として必要な強度を確保するのに有用な元素である。本発明では、他の合金元素の含有量を必要最小限とするために、Cは0.07%以上含有させる。一方、O.09%を超えて含有すると、耐溶接割れ性が低下し、HAZ靭性も著しく低下する。このため、Cは0.07〜0.09%の範囲に限定した。
First, the reasons for limiting the composition of the high-strength thick steel plate of the present invention will be described. Hereinafter, unless otherwise specified, mass% is simply referred to as%.
C: 0.07 to 0.09%
C is an element useful for increasing the strength of steel and ensuring the strength required as a structural steel material. In the present invention, C is contained by 0.07% or more in order to minimize the content of other alloy elements. On the other hand, if the content exceeds O.09%, the weld crack resistance is lowered and the HAZ toughness is also significantly lowered. For this reason, C was limited to the range of 0.07 to 0.09%.

Si:0.01〜0.07%
Siは、脱酸剤として作用するとともに、母材の強度を高める元素であり、0.01%以上の含有を必要とする。一方、0.07%を超える含有は、HAZでの島状マルテンサイトの生成が促進され、HAZ靭性の低下が著しくなる。このため、本発明ではSiは、0.01〜0.07%に限定した。このような低Si含有とすることにより、HAZでの島状マルテンサイトの生成が抑制され、HAZ靭性が向上する。なお、好ましくはSiは0.01〜0.05%である。
Si: 0.01-0.07%
Si is an element that acts as a deoxidizer and increases the strength of the base material, and needs to be contained in an amount of 0.01% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.07%, the formation of island martensite in HAZ is promoted, and the HAZ toughness is significantly lowered. For this reason, in this invention, Si was limited to 0.01 to 0.07%. By having such a low Si content, generation of island martensite in HAZ is suppressed, and HAZ toughness is improved. In addition, Preferably Si is 0.01 to 0.05%.

Mn:1.0〜1.6%
Mnは、鋼の強度を増加させる作用を有する元素であり、本発明では、引張強さ:590MPa以上の強度を確保するために、1.0%以上の含有を必要とする。一方、1.6%を超えて含有すると、凝固時の中央偏析部への濃化が著しくなり、スラブ欠陥の増加などの原因となる。また、母材およびHAZ靱性の低下が著しくなる。このため、Mnは1.0〜1.6%の範囲に限定した。
Mn: 1.0-1.6%
Mn is an element that has the effect of increasing the strength of steel. In the present invention, it is necessary to contain 1.0% or more in order to ensure a tensile strength of 590 MPa or more. On the other hand, if the content exceeds 1.6%, the concentration in the central segregation part during solidification becomes remarkable, which causes an increase in slab defects. In addition, the base material and HAZ toughness are significantly reduced. For this reason, Mn was limited to 1.0 to 1.6%.

P:0.009%以下
Pは、島状マルテンサイトに濃化し、島状マルテンサイトの生成を助長するとともに、島状マルテンサイト自体の靭性を低下させる元素であり、HAZ靱性を向上するために、本発明ではできるだけ低減する。Pの低減は、特に低Si化と組み合わせたときに、島状マルテンサイトの生成量が顕著に減少し、HAZ靭性が著しく向上する。とくに、Pを0.009%以下に低減することにより、HAZ靭性向上効果が顕著となる。このため、Pは0.009%以下に限定した。なお、好ましくは0.007%以下である。
P: 0.009% or less P is an element that concentrates in island martensite, promotes the formation of island martensite, and lowers the toughness of island martensite itself. In the invention, it is reduced as much as possible. The reduction of P particularly when combined with low Si, significantly reduces the amount of island martensite produced and significantly improves HAZ toughness. In particular, the effect of improving HAZ toughness becomes remarkable by reducing P to 0.009% or less. For this reason, P was limited to 0.009% or less. In addition, Preferably it is 0.007% or less.

S:0.0008〜0.0019%
Sは、Mnと結合してMnSを形成する。MnSは、旧オーステナイト粒内で粒内フェライトあるいは粒内ベイナイトの生成サイトとして機能し、HAZ組織の微細化に寄与し、HAZ靱性を向上する効果を有する。しかし、MnS量が多すぎると、圧延で伸長した粗大なMnSが増加し、とくにシャルピー衝撃試験における板厚方向(Z方向)の吸収エネルギーが低下する。このため、MnS量が適正な範囲内になるようにS含有量を制御する必要がある。適正なS含有量は、その他の化学成分の含有量によって変化するが、本発明では、Sは0.0008〜0.0019%に限定した。なお、好ましくは0.0010〜0.0019%である。
S: 0.0008-0.0019%
S combines with Mn to form MnS. MnS functions as a formation site of intragranular ferrite or intragranular bainite in prior austenite grains, contributes to refinement of the HAZ structure, and has the effect of improving HAZ toughness. However, when the amount of MnS is too large, coarse MnS elongated by rolling increases, and in particular, the absorbed energy in the plate thickness direction (Z direction) in the Charpy impact test decreases. For this reason, it is necessary to control the S content so that the MnS amount falls within an appropriate range. The appropriate S content varies depending on the content of other chemical components, but in the present invention, S is limited to 0.0008 to 0.0019%. In addition, Preferably it is 0.0010 to 0.0019%.

Mo:0.20〜0.60%
Moは、粒界フェライトの生成を抑制し、母材およびHAZをベイナイト相を主体とする組織とする作用を有する。本発明では、母材およびHAZの強度確保のために必須含有させる。このような効果を得るためには、0.20%以上の含有を必要とする。一方、0.60%を超えて含有すると、耐溶接割れ性が低下する。このため、Moは0.20〜0.60%の範囲に限定した。なお、好ましくは0.20〜0.45%である。
Mo: 0.20 ~ 0.60%
Mo suppresses the formation of intergranular ferrite and has the effect of making the base material and HAZ a structure mainly composed of a bainite phase. In the present invention, it is essential to ensure the strength of the base material and HAZ. In order to obtain such an effect, the content of 0.20% or more is required. On the other hand, if it exceeds 0.60%, the weld crack resistance decreases. For this reason, Mo was limited to the range of 0.20 to 0.60%. In addition, Preferably it is 0.20 to 0.45%.

Mn、Cu、Niなどの合金元素は、強度を増加させるが、連鋳スラブの表面性状を劣化させたり、中央偏析部の硬さの上昇を生起させ、スラブ内部欠陥の増加などの問題を引き起こす。また、Mn、Cu、Niなどの合金元素は、超大入熱溶接のCGHAZおよび小入熱多パス溶接におけるICCGHAZの島状マルテンサイトの生成を促進し、HAZ靱性を劣化させるなどの悪影響を及ぼす。このため、Mn、Cu、Niなどの合金元素に代えて、本発明では強度増加のために、主としてMoを用いる。   Alloy elements such as Mn, Cu, and Ni increase the strength, but deteriorate the surface properties of continuous cast slabs and increase the hardness of the central segregation part, causing problems such as an increase in slab internal defects. . In addition, alloy elements such as Mn, Cu, and Ni have an adverse effect such as promoting the formation of island martensite in CGHAZ for super high heat input welding and ICCGHAZ in small heat input multi-pass welding, and degrading HAZ toughness. For this reason, instead of alloy elements such as Mn, Cu, and Ni, in the present invention, Mo is mainly used to increase the strength.

Al:0.005〜0.060%
Alは、脱酸剤として作用し、高張力鋼の溶鋼脱酸プロセスにおいて、もっとも汎用的に使われる元素である。また、Alは、鋼中のNをAlNとして固定し、Nによる靭性低下や割れ発生を防止する作用も有する。このような効果は0.005%以上の含有で認められる。一方、0.060%を超える含有は、母材の靱性を低下させるとともに、溶接時に溶接金属に混入して靱性を劣化させる。このため、Alは0.005〜0.060%の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.010〜0.045%である。
Al: 0.005-0.060%
Al acts as a deoxidizer and is the most commonly used element in the high-strength steel deoxidation process. Moreover, Al has the effect | action which fixes N in steel as AlN and prevents the toughness fall by N and crack generation. Such an effect is recognized when the content is 0.005% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.060%, the toughness of the base metal is lowered, and the toughness is deteriorated by being mixed into the weld metal during welding. For this reason, Al was limited to the range of 0.005-0.060%. In addition, Preferably, it is 0.010 to 0.045%.

Cr:0.05〜0.60%、Nb:0.005〜0.030%、V:0.005〜0.080%のうちから選ばれた1種または2種以上
Cr、Nb、Vはいずれも、強度を増加させる元素であり、選択して1種または2種以上を含有する。
Crは、強度を増加させるが、スラブ表面性状や中央偏析部に及ぼす悪影響が少なく、また超大入熱溶接のCGHAZおよび小入熱多パス溶接におけるICCGHAZの靭性劣化に対して影響の少ない元素であり、母材およびHAZの強度調整のため必要に応じて含有する。このような効果を得るためには、0.05%以上の含有を必要とする。一方、0.60%を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、含有する場合には、Crは0.05〜0.60%の範囲に限定した。
One or more selected from Cr: 0.05-0.60%, Nb: 0.005-0.030%, V: 0.005-0.080%
Cr, Nb, and V are all elements that increase the strength, and optionally contain one or more.
Cr increases the strength but has little adverse effect on slab surface properties and central segregation, and has little influence on the toughness degradation of CGHAZ for super high heat input welding and ICCGHAZ in small heat multipass welding. , Contains as necessary for strength adjustment of base material and HAZ. In order to acquire such an effect, 0.05% or more of content is required. On the other hand, the content exceeding 0.60% reduces weldability. For this reason, when it contained, Cr was limited to 0.05 to 0.60% of range.

Nb、Vは、いずれも析出強化を介して強度の増加に寄与する元素である。また、Nb、Vは、制御圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制し、その後の変態組織を微細化して母材を強靱化する効果も有する元素であり、母材およびHAZの強度調整のため必要に応じて含有する。このような効果を得るには、Nb:0.005%以上、V:0.005%以上のそれぞれの含有を必要とする。一方、Nb:0.030%、V:0.080%を超える含有は、HAZ靱性を著しく低下させる。このため、含有する場合には、Nb:0.005〜0.030%、V:0.005〜0.080%の範囲に限定した。なお、好ましくは、Nb:0.008〜0.020%、V:0.010〜O.050%である。   Nb and V are elements that contribute to an increase in strength through precipitation strengthening. Nb and V are elements that have the effect of suppressing the recrystallization of austenite during controlled rolling, and making the base material tough by refinement of the subsequent transformation structure. Necessary for adjusting the strength of the base material and HAZ. Contains accordingly. In order to obtain such an effect, each content of Nb: 0.005% or more and V: 0.005% or more is required. On the other hand, if the content exceeds Nb: 0.030% and V: 0.080%, the HAZ toughness is significantly reduced. For this reason, when it contained, it limited to the range of Nb: 0.005-0.030%, V: 0.005-0.080%. Preferably, Nb is 0.008 to 0.020% and V is 0.010 to O.050%.

B:0.0003%以下
Bは、少量の含有で焼入れ性を向上させる元素であり、小入熱溶接のHAZを硬化させて耐溶接割れ性を低下させたり、超大入熱溶接のCGHAZおよび小入熱多パス溶接におけるICCGHAZの島状マルテンサイトの生成を促進して、靱性を劣化させる悪影響を及ぼす元素で、本発明ではできるだけ低減することが望ましいが、0.0003%以下であれば、問題のない程度まで悪影響を抑制できる。このため、Bは0.0003%以下に限定した。
B: 0.0003% or less B is an element that improves hardenability when contained in a small amount. It hardens HAZ in small heat input welding to reduce weld crack resistance, and CGHAZ and small heat input in super high heat input welding. It is an element that adversely affects the toughness by promoting the generation of ICCGHAZ island martensite in multi-pass welding, and it is desirable to reduce it as much as possible in the present invention. Adverse effects can be suppressed. For this reason, B was limited to 0.0003% or less.

N:0.0040%以下
Nは、不可避的不純物として含有されるが、母材や超大入熱溶接のCGHAZおよび小入熱多パス溶接のICCGHAZにおける島状マルテンサイトの生成を促進させ、靱性を劣化させる悪影響を及ぼす元素であり、できるだけ低減することが望ましいが、0.0040%以下に低減すれば、問題のない程度まで悪影響を抑制できる。このため、Nは0.0040%以下に限定した。
N: 0.0040% or less N is contained as an inevitable impurity, but promotes the formation of island martensite in the base metal, CGHAZ for super high heat input welding and ICCGHAZ for small heat input multi-pass welding, and deteriorates toughness. Although it is an element that has an adverse effect, it is desirable to reduce it as much as possible. For this reason, N was limited to 0.0040% or less.

上記した成分が基本の成分であるが、これら基本の組成に加えてさらに、選択元素として、Ti:0.005〜0.030%、および/または、次(3)式
Mn+Cu+Ni ≦ 1.6% ‥‥(3)
(ここで、Mn、Cu、Ni:各元素の含有量(質量%))
を満足するように、Cu:0.10%以下、Ni:0.10%以下のうちから選ばれた1種または2種を、および/または、Ca:0.0005〜0.0030%、REM:0.0010〜0.0050%のうちから選ばれた1種または2種、を含有できる。
The above components are basic components. In addition to these basic compositions, Ti: 0.005 to 0.030% and / or the following formula (3)
Mn + Cu + Ni ≦ 1.6% (3)
(Where Mn, Cu, Ni: content of each element (mass%))
So that Cu: 0.10% or less, Ni: 0.10% or less, and / or Ca: 0.0005 to 0.0030%, REM: 0.0010 to 0.0050% One or two selected can be contained.

Ti:0.005〜0.030%
Tiは、Nとの親和力が強く凝固時にTiNとして析出し,HAZでのオーステナイト粒の粗大化を抑制し、あるいはフェライト変態核としてHAZの高靱化に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るためには、0.005%以上の含有を必要とする。一方、0.030%を超える含有は、TiN粒子が粗大化し、上記した効果が期待できなくなる。このため、含有する場合は、Tiは0.005〜0.030%の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、0.O08〜0.020%である。
Ti: 0.005-0.030%
Ti is an element that has a strong affinity for N and precipitates as TiN during solidification, suppresses the coarsening of austenite grains in HAZ, or contributes to high toughness of HAZ as a ferrite transformation nucleus. it can. In order to acquire such an effect, 0.005% or more of content is required. On the other hand, if the content exceeds 0.030%, the TiN particles become coarse and the above-described effects cannot be expected. For this reason, when it contains, it is preferable to limit Ti to 0.005 to 0.030% of range. In addition, More preferably, it is 0.00 to 0.020%.

Cu:0.10%以下、Ni:0.10%以下、かつ
Mn+Cu+Ni ≦ 1.6% ‥‥(3)
Cu、Niは、 Mnと同様に、鋼の強度を増加させる元素であり、母材およびHAZの強度を確保するために、必要に応じて含有できる。しかし、Mn、Cu、Niは、連鋳スラブの表面性状を劣化させたり、中央偏析部の硬さの上昇によるスラブ内部欠陥増加などを引き起こしたり、また、超大入熱溶接のCGHAZおよび小入熱多パス溶接のICCGHAZにおける島状マルテンサイトの生成を促進し、靭性を劣化させるなどの悪影響を及ぼす。Mnは、母材およびHAZの強度を確保するためにある程度の含有が必要となる。このため、Cu、Niを含有する場合には、(3)式を満足するように、Mn+Cu+Niを1.6%以下に限定するとともに、Cu:0.10%以下、Ni:0.10%以下にそれぞれ限定することが好ましい。Cu:0.10%以下、Ni:0.10%以下であれば、上記したようなCu、Niの悪影響は許容できる程度に抑制できる。
Cu: 0.10% or less, Ni: 0.10% or less, and
Mn + Cu + Ni ≦ 1.6% (3)
Cu and Ni, like Mn, are elements that increase the strength of steel and can be contained as necessary to ensure the strength of the base metal and HAZ. However, Mn, Cu, and Ni deteriorate the surface properties of the continuous cast slab, increase the internal defects of the slab due to the increase in the hardness of the central segregation part, etc. It promotes the formation of island martensite in ICCGHAZ for multi-pass welding, and adversely affects toughness. Mn needs to be contained to some extent in order to ensure the strength of the base material and HAZ. For this reason, when Cu and Ni are contained, Mn + Cu + Ni is limited to 1.6% or less, and Cu: 0.10% or less, and Ni: 0.10% or less, respectively, so as to satisfy the expression (3). preferable. If Cu: 0.10% or less and Ni: 0.10% or less, the above-described adverse effects of Cu and Ni can be suppressed to an acceptable level.

Ca:0.0005〜0.0030%、REM:0.0010〜0.0050%のうちから選ばれた1種または2種
Ca、REMは、いずれも硫化物の形態制御を介して鋼の延性向上に寄与する元素である。また、これらの元素の硫化物または酸化物粒子は、MnSと複合して溶接時にフェライト変態核として作用し、HAZ靱性の向上に寄与する元素であり、必要に応じて1種または2種含有できる。このような効果は、Ca:0.0005%以上、REM:0.0010%以上の含有で顕著となる。一方、Ca:0.0030%、REM:0.0050%をそれぞれ超える含有は、介在物量が増大しすぎて、清浄度を低下させるとともに、延性、靭性を劣化させる。このため、含有する場合は、Ca:0.0005〜0.0030%、REM:0.0010〜0.0050%の範囲に限定することが好ましい。
1 or 2 types selected from Ca: 0.0005 to 0.0030%, REM: 0.0010 to 0.0050%
Both Ca and REM are elements that contribute to improving the ductility of steel through the control of sulfide morphology. The sulfide or oxide particles of these elements are elements that combine with MnS to act as ferrite transformation nuclei during welding and contribute to the improvement of HAZ toughness, and can be contained in one or two as required. . Such an effect becomes remarkable when Ca is contained at 0.0005% or more and REM: 0.0010% or more. On the other hand, when the content exceeds Ca: 0.0030% and REM: 0.0050%, the amount of inclusions increases excessively, thereby reducing cleanliness and degrading ductility and toughness. For this reason, when it contains, it is preferable to limit to Ca: 0.0005-0.0030% and REM: 0.0010-0.0050%.

本発明の厚鋼板は、上記した成分を上記した範囲で、かつCeq:0.40〜0.47、Pcm:0.21以下となるように調整して含有する。
Ceq:0.40〜0.47
本発明では、Ceqは、次(1)式で定義されるものを使用する。なお、(1)式に記載された元素が含有されない場合には、その元素を零として計算するものとする。
Ceq=C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14 ‥‥(1)
(ここで、C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、V:各元素の含有量(質量%))
板厚:60mm以上の厚肉材で、所望の母材およびHAZの強度を確保するためには、CeqはO.40以上とする必要がある。一方、Ceqが0.47を超える多量の合金元素を含有する場合には、溶接性が低下し、またHAZ靱性が低下する。このため、Ceqは0.40〜O.47の範囲に限定した。
The thick steel plate of the present invention contains the above-described components in the above-described range, adjusted so that Ceq: 0.40 to 0.47 and Pcm: 0.21 or less.
Ceq: 0.40 to 0.47
In the present invention, Ceq is defined by the following formula (1). In addition, when the element described in Formula (1) is not contained, the element is calculated as zero.
Ceq = C + Si / 24 + Mn / 6 + Ni / 40 + Cr / 5 + Mo / 4 + V / 14 (1)
(Here, C, Si, Mn, Ni, Cr, Mo, V: content of each element (mass%))
Thickness: 60mm or more thick material, Ceq needs to be O.40 or more in order to ensure the desired base material and HAZ strength. On the other hand, when a large amount of alloying element with Ceq exceeding 0.47 is contained, the weldability is lowered and the HAZ toughness is also lowered. For this reason, Ceq was limited to the range of 0.40 to O.47.

Pcm:0.21以下
本発明では、Pcmは、次(2)式で定義されるものを使用する。なお、(2)式に記載された元素が含有されない場合には、その元素を零として計算するものとする。
Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B ‥‥(2)
(ここで、C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B:各元素の含有量(質量%))
良好な耐低温割れ性を有し、板厚:60mm以上の厚肉材で、ほぼ予熱を必要としない溶接性を確保するためは、PcmをO.21以下とする必要がある。PcmがO.21を超える多量の合金元素を含有する場合には、溶接割れが多発する。このため、Pcmは0.21以下に限定した。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。なお、不可避的不純物としては、O:0.0030%以下が許容できる。
Pcm: 0.21 or less In the present invention, Pcm is defined by the following formula (2). In addition, when the element described in Formula (2) is not contained, the element shall be calculated as zero.
Pcm = C + Si / 30 + Mn / 20 + Cu / 20 + Ni / 60 + Cr / 20 + Mo / 15 + V / 10 + 5B (2)
(Here, C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, B: content of each element (mass%))
In order to ensure weldability that has good cold cracking resistance and has a plate thickness of 60 mm or more and does not require preheating, Pcm needs to be O.21 or less. When Pcm contains a large amount of alloy elements exceeding O.21, weld cracks frequently occur. For this reason, Pcm was limited to 0.21 or less.
The balance other than the above components is Fe and inevitable impurities. As an unavoidable impurity, O: 0.0030% or less is acceptable.

つぎに、本発明厚鋼板の好ましい製造方法について説明する。
本発明では、上記した組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施し、所定の板厚100mm以下の厚鋼板とすることが好ましい。
使用する鋼素材は、上記した組成を有していれば、その製造方法はとくに限定する必要はないが、上記した組成の溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の常用の溶製方法で溶製し、必要に応じてさらに脱酸処理や脱ガスプロセス等を経て、連続鋳造法等の鋳造法によりスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。
Below, the preferable manufacturing method of this invention steel plate is demonstrated.
In the present invention, it is preferable that the steel material having the above composition is hot-rolled to obtain a thick steel plate having a predetermined plate thickness of 100 mm or less.
As long as the steel material to be used has the above-described composition, the production method is not particularly limited. However, the molten steel having the above-described composition is used for ordinary melting such as a converter, an electric furnace, a vacuum melting furnace, and the like. It is preferable that the steel material is melted by a method, and further subjected to a deoxidation treatment, a degassing process, or the like as necessary, and a steel material such as a slab is obtained by a casting method such as a continuous casting method.

また、熱間圧延の条件は、とくに限定する必要はないが、所望の特性に応じて、制御圧延としてもよく、あるいは熱間圧延終了後にさらに所定の温度域を所定の冷却速度で冷却する加速冷却を施してもよい。
熱間圧延では、鋼素材はまず、加熱炉等で1000〜1200℃の温度に加熱することが好ましい。というのは、加熱温度が1000℃未満では、圧延荷重が過大となり圧延が困難となり、一方、1200℃を超える高温では、結晶粒が粗大化するとともに、酸化ロスが増大し歩留りが低下する。
Further, the hot rolling conditions need not be particularly limited, but may be controlled rolling depending on desired characteristics, or acceleration for further cooling a predetermined temperature range at a predetermined cooling rate after the hot rolling is completed. Cooling may be applied.
In hot rolling, the steel material is preferably first heated to a temperature of 1000 to 1200 ° C. in a heating furnace or the like. This is because if the heating temperature is less than 1000 ° C., the rolling load becomes excessive and rolling becomes difficult, whereas if the heating temperature is higher than 1200 ° C., the crystal grains become coarse and the oxidation loss increases and the yield decreases.

熱間圧延を制御圧延(CR)とする場合には、鋼素材を上記した範囲内の加熱温度に加熱したのち、950℃以下の温度域での累積圧下率を30%以上とし、仕上圧延終了温度を800℃以上900℃未満とする圧延とすることが好ましい。なお、上記した制御圧延に加えて、加速冷却を施してもよい。
また、熱間圧延後に加速冷却(ACC)を施す場合には、鋼素材を上記した範囲内の加熱温度に加熱し、仕上圧延終了温度を800℃以上とする熱間圧延を施し、該熱間圧延を終了後、2℃/s以上の冷却速度で、600℃以下の冷却停止温度まで冷却する加速冷却とすることが好ましい。
When hot rolling is controlled rolling (CR), after heating the steel material to the heating temperature within the above range, the cumulative rolling reduction in the temperature range of 950 ° C or lower is set to 30% or more, and finish rolling is completed. The rolling is preferably performed at a temperature of 800 ° C or higher and lower than 900 ° C. In addition to the above-described controlled rolling, accelerated cooling may be performed.
In addition, when performing accelerated cooling (ACC) after hot rolling, the steel material is heated to a heating temperature within the above-described range, and hot rolling is performed at a finish rolling finishing temperature of 800 ° C. or higher. After completion of rolling, it is preferable to adopt accelerated cooling in which cooling is performed at a cooling rate of 2 ° C./s or more to a cooling stop temperature of 600 ° C. or less.

また、鋼素材を上記した範囲内の加熱温度に加熱し、仕上圧延終了温度を900℃以上とする熱間圧延を施した後直ちに、焼入れし、400〜700℃の温度で焼戻する直接焼入れ(DQ)−焼戻(T)処理を施してもよい。直接焼入れ(DQ)−焼戻(T)処理は、熱間圧延を制御圧延としてもなんら問題はない。
また、鋼素材を上記した範囲内の加熱温度に加熱し、仕上圧延終了温度を900℃以上とする熱間圧延を施し、室温まで冷却し、厚鋼板としたのち、該厚鋼板に、850〜950℃の温度に再加熱し、急冷する焼入れを施し、ついで400〜700℃の温度に焼戻しする再加熱焼入れ(RQ)−焼戻(T)処理を施してもよい。また、再加熱焼入れ(RQ)−焼戻(T)処理は熱間圧延を制御圧延としても何等問題はない。
In addition, direct quenching is performed by heating the steel material to the heating temperature within the above-mentioned range, quenching immediately after hot rolling at a finish rolling finish temperature of 900 ° C or higher, and tempering at a temperature of 400 to 700 ° C. (DQ) -Tempering (T) treatment may be performed. The direct quenching (DQ) -tempering (T) treatment has no problem even if the hot rolling is controlled rolling.
In addition, the steel material is heated to a heating temperature within the above-described range, subjected to hot rolling with a finish rolling finish temperature of 900 ° C. or higher, cooled to room temperature, and then formed into a thick steel plate. A reheating quenching (RQ) -tempering (T) treatment in which reheating to a temperature of 950 ° C., quenching for rapid cooling, and tempering to a temperature of 400 to 700 ° C. may be performed. In addition, the reheating quenching (RQ) -tempering (T) treatment has no problem even if the hot rolling is controlled rolling.

なお、再加熱焼入れ(RQ)−焼戻(T)処理、あるいは直接焼入れ(DQ)−焼戻(T)処理に代えて、焼入れ(RQまたはDQ)−二相域加熱焼入れ(Q’)−焼戻(T)処理としてもよい。二相域加熱焼入れ(Q’)は、Ac1変態点〜Ac3変態点の間の二相域の温度域に再加熱し、ついで急冷する処理とすることが好ましい。
以下、さらに、実施例に基づいてさらに、本発明について詳細に説明する。
In addition, reheating quenching (RQ) -tempering (T) treatment, or direct quenching (DQ) -instead of tempering (T) treatment, quenching (RQ or DQ) -two-phase region heating quenching (Q ')- It is good also as a tempering (T) process. The two-phase region heating and quenching (Q ′) is preferably performed by reheating to a temperature region in the two-phase region between the Ac1 transformation point and the Ac3 transformation point, and then rapidly cooling.
Hereinafter, the present invention will be further described in detail based on examples.

表1に示す組成の溶鋼を転炉、取鍋精錬で溶製し、連続鋳造法でスラブ(肉厚:250mm)とし鋼素材とした。これら鋼素材に、表2に示す条件で熱間圧延を施し、表2に示す板厚の厚鋼板とした。なお、一部の厚鋼板では、熱間圧延を制御圧延とした。また、一部の厚鋼板では、表2に示す条件で、熱間圧延後に、再加熱焼入れ−二相域加熱焼入れ−焼戻処理(RQ−Q’−T)、直接焼入れ−二相域加熱焼入れ−焼戻処理(DQ−Q’−T)を施した。   Molten steel having the composition shown in Table 1 was smelted by a converter and ladle refining and made into a slab (wall thickness: 250 mm) by a continuous casting method as a steel material. These steel materials were hot-rolled under the conditions shown in Table 2 to obtain thick steel plates having the thicknesses shown in Table 2. In some thick steel plates, hot rolling was controlled rolling. In some thick steel plates, after the hot rolling under the conditions shown in Table 2, reheating quenching-two-phase region heating quenching-tempering treatment (RQ-Q'-T), direct quenching-two-phase region heating. Quenching-tempering treatment (DQ-Q′-T) was performed.

得られた厚鋼板から、試験片を採取して、引張試験、靭性試験を実施した。試験方法は次のとおりとした。
(1)引張試験
得られた厚鋼板の板厚1/4位置から、圧延方向と直交する方向が引張方向となるように、J1S4号引張試験片を採取し、J1S Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性(YS,TS,El)を測定し、母材の強度を調査した。
Test pieces were collected from the obtained thick steel plates and subjected to a tensile test and a toughness test. The test method was as follows.
(1) Tensile test J1S4 tensile test specimens were taken from the position of 1/4 thickness of the obtained steel plate so that the direction perpendicular to the rolling direction was the tensile direction, and in accordance with the provisions of J1S Z 2241 Tensile tests were conducted, tensile properties (YS, TS, El) were measured, and the strength of the base material was investigated.

(2)母材靭性試験
得られた厚鋼板の板厚1/4位置から、圧延方向と直交する方向が試験片の長さ方向となるように、Vノッチ試験片を採取し、JlS Z 2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、試験温度:−40℃における吸収エネルギーvE−40(J)を求め、母材靱性を評価した。
(2) Base metal toughness test V-notch test specimens were taken from the position of 1/4 thickness of the obtained thick steel plate so that the direction perpendicular to the rolling direction was the length direction of the test specimen, and JlS Z 2242 The Charpy impact test was conducted in accordance with the above-mentioned regulations, and the absorbed energy vE- 40 (J) at a test temperature: −40 ° C. was determined to evaluate the base material toughness.

また、得られた厚鋼板から継手用試験板(大きさ:400×600mm)を採取し、開先を、図1に示すような形状に加工し、エレクトロスラグ溶接ESW(溶接入熱量:1000kJ/cm)により溶接継手(ESW継手)を作製した。なお、使用したワイヤは、JlS Z 3353 YES62相当品、フラックスはJlS Z 3353FS-FG3相当品を使用した。
(3)溶接熱影響部靭性試験
得られた溶接継手から、図2に示すように、試験片の切欠き位置をボンド部とするVノッチ試験片を採取し、JlS Z 2242の規定に準拠して、シャルピー衝撃試験を実施し、試験温度:0℃における吸収エネルギー(vEo)を求め、継手靱性を評価した。
Further, a joint test plate (size: 400 × 600 mm) is taken from the obtained thick steel plate, the groove is processed into a shape as shown in FIG. 1, and electroslag welding ESW (welding heat input: 1000 kJ / cm)) to produce a welded joint (ESW joint). The wire used was JlS Z 3353 YES62 equivalent, and the flux was JlS Z 3353FS-FG3 equivalent.
(3) Weld heat-affected zone toughness test As shown in Fig. 2, V-notch test piece with the notch position of the test piece as the bond part is taken from the obtained welded joint, and conforms to JlS Z 2242 regulations. Then, the Charpy impact test was performed, the absorbed energy (vEo) at the test temperature: 0 ° C. was determined, and the joint toughness was evaluated.

また、得られた厚鋼板の板厚1/4位置から再現熱サイクル試験片を採取し、該再現熱サイクル試験片に、誘導加熱装置を利用して、溶接入熱量が20kJ/cmの小入熱多パス溶接のICCGHAZに相当する再現熱サイクルを付与した。なお、再現熱サイクルは、ピーク温度を1400℃および800℃とし、平均冷却速度を50℃/sとする二重熱サイクルとした。得られた試験片から、シャルピー衝撃試験のVノッチ試験片を採取し、試験温度:0℃における吸収エネルギー(vEo)を求めた。   In addition, a reproducible heat cycle test piece was collected from the 1/4 position of the obtained thick steel plate, and a small heat input of 20 kJ / cm was applied to the reproducible heat cycle test piece using an induction heating device. A reproducible thermal cycle equivalent to ICCGHAZ for thermal multipass welding was applied. The reproduced heat cycle was a double heat cycle in which the peak temperatures were 1400 ° C. and 800 ° C., and the average cooling rate was 50 ° C./s. From the obtained test piece, a V-notch test piece of Charpy impact test was collected, and the absorbed energy (vEo) at a test temperature of 0 ° C. was obtained.

(4)溶接部硬さ試験
得られた厚鋼板から採取した溶接部硬さ試験片(大きさ:板厚75×125mm)に、溶接入熱量:17kJ/cmの被覆アーク溶接により、長さ40mmのショートビードを溶接した。そして、該ビードの長さ方向中央部で切断し、断面を研磨し、JIS Z 3101の規定に準拠してビッカース硬さ計(試験力:98N)で溶接部の最高硬さを求めた。
得られた結果を表3に示す。
(4) Weld hardness test The weld hardness test piece (size: plate thickness 75 x 125 mm) collected from the obtained thick steel plate was welded with a heat input of 17 kJ / cm and a length of 40 mm. Welded short beads. And it cut | disconnected in the longitudinal direction center part of this bead, the cross section was grind | polished, and the highest hardness of the weld part was calculated | required with the Vickers hardness meter (test force: 98N) based on the prescription | regulation of JISZ3101.
The obtained results are shown in Table 3.

本発明例はいずれも、降伏強さ:440MPa以上、引張強さ:590 MPa以上で、降伏比:80%以下と、所望の高強度で低降伏比を有する高張力厚鋼板となっている。しかも、本発明例は、いずれも溶接入熱量が400kJ/cmを超える1000 kJ/cmの超大入熱溶接部のボンド部付近と、溶接入熱量が20kJ/cmの小入熱多パス溶接におけるICCGHAZの両方において、vEoが27J以上を示し、溶接熱影響部靭性に優れた高張力厚鋼板となっている。また、本発明例はいずれも、長さ40mmのショートビート溶接部の最高硬さがHV350未満であり、耐溶接割れ性に優れた厚鋼板となっている。   Each of the inventive examples is a high-tensile steel plate having a desired high strength and a low yield ratio of yield strength: 440 MPa or more, tensile strength: 590 MPa or more, and yield ratio: 80% or less. Moreover, the examples of the present invention are all in the vicinity of the bond part of the 1000 kJ / cm super-high heat input weld where the heat input of welding exceeds 400 kJ / cm, and ICCGHAZ in the low heat input multi-pass welding where the heat input of welding is 20 kJ / cm. In both cases, vEo is 27 J or more, and it is a high-tensile steel plate with excellent weld heat affected zone toughness. In all of the examples of the present invention, the maximum hardness of the short beat welded portion having a length of 40 mm is less than HV350, and the steel plate is excellent in weld crack resistance.

一方、本発明の範囲を外れる比較例は、所望の強度を満足できていないか、所望の母材靭性を確保できていないか、あるいは溶接熱影響部靭性が低下しているか、あるいは耐溶接割れ性が低下している。   On the other hand, the comparative examples out of the scope of the present invention do not satisfy the desired strength, the desired base material toughness is not ensured, the weld heat affected zone toughness is lowered, or the weld crack resistance The sex is decreasing.

Claims (4)

質量%で、
C:0.07〜O.09%、 Si:0.01〜0.07%、
Mn:1.0〜1.6%、 P:0.009%以下、
S:0.0008〜0.0019%、 Mo:0.20〜0.60%、
Al:0.005〜0.060%
と、さらにCr:0.05〜0.60%、Nb:0.005〜0.030%、V:0.005〜0.080%のうちから選ばれた1種または2種以上を含み、さらにB,NがB:0.0003%以下、N:0.0040%以下であり、かつ、下記(1)式で定義されるCeqが0.40〜0.47、下記(2)式で定義されるPcmが0.21以下を満足するように含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる組成を有することを特徴とする耐溶接割れ性と溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板。

Ceq=C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14 ‥‥(1)
Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B ‥‥(2)
ここで、C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、B:各元素の含有量(質量%)
% By mass
C: 0.07 to O.09%, Si: 0.01 to 0.07%,
Mn: 1.0 to 1.6%, P: 0.009% or less,
S: 0.0008 to 0.0019%, Mo: 0.20 to 0.60%,
Al: 0.005-0.060%
And one or more selected from Cr: 0.05-0.60%, Nb: 0.005-0.030%, V: 0.005-0.080%, and B and N are B: 0.0003% or less, N : 0.0040% or less, and Ceq defined by the following formula (1) is 0.40 to 0.47, Pcm defined by the following formula (2) is 0.21 or less, the remainder Fe and inevitable impurities A low-yield-ratio high-tensile steel plate excellent in weld crack resistance and weld heat-affected zone toughness characterized by having a composition comprising:
Ceq = C + Si / 24 + Mn / 6 + Ni / 40 + Cr / 5 + Mo / 4 + V / 14 (1)
Pcm = C + Si / 30 + Mn / 20 + Cu / 20 + Ni / 60 + Cr / 20 + Mo / 15 + V / 10 + 5B (2)
Here, C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, B: Content of each element (mass%)
前記組成に加えてさらに、質量%で、Cu:0.10%以下、Ni:0.10%以下のうちから選ばれた1種または2種を、下記(3)式を満足するように含有することを特徴とする請求項1に記載の低降伏比高張力厚鋼板。

Mn+Cu+Ni ≦ 1.6% ‥‥(3)
ここで、Mn、Cu、Ni:各元素の含有量(質量%)
In addition to the above composition, the composition further contains one or two kinds selected from Cu: 0.10% or less and Ni: 0.10% or less so as to satisfy the following formula (3) by mass%. The low yield ratio high-tensile thick steel plate according to claim 1.
Record
Mn + Cu + Ni ≦ 1.6% (3)
Here, Mn, Cu, Ni: Content of each element (mass%)
前記組成に加えてさらに、質量%で、Ti:0.005〜0.030%を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の低降伏比高張力厚鋼板。   The low-yield-ratio high-tensile steel plate according to claim 1 or 2, further comprising Ti: 0.005 to 0.030% by mass% in addition to the composition. 前記組成に加えてさらに、質量%で、Ca:0.0005〜0.0030%、REM:0.0010〜0.0050%のうちから選ばれた1種または2種を含有することを特徴とする請求項1ないし3のいずれかに記載の低降伏比高張力厚鋼板。   4. The composition according to claim 1, further comprising one or two selected from Ca: 0.0005 to 0.0030% and REM: 0.0010 to 0.0050% by mass% in addition to the composition. The low-yield ratio high-tensile thick steel plate as described in Crab.
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