JP3620573B2 - High strength steel plate with excellent weldability - Google Patents

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、例えば橋梁、ペンストック、タンク、その他の大型構造物に使用される、溶接性に優れた高張力鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】
７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼板では、母材強度を確保するとの観点から合金成分を多量に添加するため、小入熱溶接条件で冷却速度の速いＨＡＺが硬化して溶接割れ（低温割れ）が生じやすく、それを防ぐために溶接施工時に１００℃程度の予熱を行う必要がある。この予熱を省略できれば大きく施工効率が上がり、かつコストダウンにもなるため、耐低温割れ性に優れた７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼板が要望されている。
【０００３】
耐低温割れ性の指標として下記式で定義されるＰｃｍ（％）というパラメータが開示され、従来はＰｃｍを制限して耐低温割れ性を改善し、合金成分の添加を制限したことによる母材強度の低下を製造方法の改良により補ってきた。
Ｐｃｍ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／３０＋［Ｍｎ］／２０＋［Ｃｕ］／２０＋［Ｎｉ］／６０＋［Ｃｒ］／２０＋［Ｍｏ］／１５＋［Ｖ］／１０＋５×［Ｂ］
ただし、［Ｃ］〜［Ｂ］は各元素の含有量を表す。
これにより、７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼板において、母材製造時の焼入れにおける冷却速度が比較的速い薄物（≦３４ｍｍ）では予熱フリーを可能にできたが、冷却速度が遅い厚物（≧４０ｍｍ）では予熱フリーと母材強度の確保を両立させることができなかった。また、Ｃｕの析出を利用して母材強度を確保する方法も開示されているが、冷却速度が遅い厚物では十分な母材強度が確保できない。
なお、耐低温割れ性の改善に関する特許文献としては、例えば特開平７−１１３１４０号公報（Ｐｃｍ≦０．２３とし、低Ｃ、低Ｃｕに制限して耐低温割れ性を改善する）、特開昭６１−４４１６１号公報（Ｐｃｍを余り上げずに高Ｃｅｑとし、かつ低Ｃ、Ｂフリーとする）、特開平４−３３３５１６号公報（Ｐｃｍ≦０．２８、Ｂフリーとして耐低温割れ性を改善し、かつＣｕ添加により強度を確保する）、特開平５−１６３５２７号公報（Ｐｃｍに類似の溶接性パラメーターＰを規制し、かつＣｕを添加して強度を確保する）がある。
【０００４】
一方、７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼板において、大入熱溶接時にＨＡＺ靭性が劣化する問題がある。これは、入熱が大きくなるとＨＡＺ部の冷却速度が遅くなり、それに伴いＨＡＺ部の焼入れ性が低下し、粗大な島状マルテンサイトを生成することにより靭性が低下するためである。この問題は厚物、薄物いずれにおいても発生し、実際の溶接施工時に入熱制限（５ｋＪ／ｍｍ以下）が行われ、効率が悪かった。
４９０〜５９０ＭＰａ級では、Ｔｉ添加、酸化物分散などにより大入熱ＨＡＺ靭性の改善がなされてきた。７８０ＭＰａ級以上でも、前記特開平５−１６３５２７号公報、特開昭６１−４４１６１号公報のほか、例えば特開平６−６５６８０号公報（酸化物を含有させ、旧γ粒径を微細化する）、特開平７−２３３４３７号公報（Ｂフリー、Ｐｃｍ≦０．２４、Ｃｅｑ≧０．４５として焼入れ性を向上させる）など、大入熱ＨＡＺ靭性の改善を目的とする発明があるが、いずれも十分ではなかった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
上記のように、小入熱溶接においてＨＡＺ部は高温に加熱されかつ冷却速度が速いため、硬化して低温割れを起こしやすい。一方、母材は板厚が厚くなるほど冷却速度が遅くなるため、圧延後の焼入れで強度が確保し難くなる。従って、７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼板の厚物では、小入熱溶接時の低温割れを防止するため冷却速度が速い場合に硬くならないようにした上で、鋼板製造時の焼入れ過程において冷却速度が遅い場合にいかに強度を確保するかが課題となる。
また、厚物、薄物いずれにおいても、大入熱溶接においては、ＨＡＺ部の冷却速度が遅くなり、それに伴いＨＡＺ部の焼入れ性が低下し、島状マルテンサイト組織を生成して靭性が低下するが、このＨＡＺ靭性を改善するには、冷却速度が遅い場合にいかに島状マルテンサイト組織の生成を抑制するかが課題となる。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明に係る溶接性に優れた高張力鋼板は、Ｃ：０．０１０〜０．０６０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：１．２５〜２．５％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｂ：０．０００６〜０．００５０％、Ｃｕ：０．２５％未満、Ｎｂ：０．０３０％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．０３０％以下、Ｚｒ：０．０５０％以下、Ｈｆ：０．１０％以下のいずれか１種以上を含有し、Ｎ：０．０１００％以下に制限され、残部Ｆｅ及び不可避不純物よりなり、かつ下記式で定義されるＫＰ（％）及びＫＮ（％）が、ＫＰ≧３．２０、０．０≦ＫＮ≦３．０を満たすことを特徴とする。
ＫＰ＝[Ｍｎ]＋1.5×[Ｃｒ]＋2×[Ｍｏ]
ＫＮ＝（[Ｎ]／14−[Ｔｉ]／48−[Ｚｒ]／91−[Ｈｆ]／178）×10^４
ただし、[Ｍｎ]、[Ｃｒ]、[Ｍｏ]、[Ｎ]、[Ｔｉ]、[Ｚｒ]、[Ｈｆ]は各元素の含有量（％）を表す。
上記高張力鋼板において、Ｃｕ：０．２５％未満含有させる代わりに、Ｃｕ：０．２５〜１％含有させることができる。ただし、その場合は、Ｎｂ：０．０１０％未満とする。
【０００７】
上記高張力鋼板において、上記元素以外に、必要に応じて下記（１）〜（４）に挙げたいずれか１種又は２種以上を含有させてもよい。
（１）Ｎｉを３．５％以下
（２）Ｖを０．１０％以下
（３）Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
（４）Ａｌ：０．２０％以下
【０００８】
【発明の実施の形態】
さて、４９０〜５９０ＭＰａ級の高張力鋼板では、Ｐｃｍを基本とした成分設計で耐低温割れ性の改善と母材強度の確保を両立させることができたが、７８０ＭＰａ級以上の高張力鋼板では、Ｐｃｍを基本とした成分設計を行った場合、特に厚物において耐低温割れ性の改善と母材強度の確保を両立させることが困難である。そこで、本発明では、成分設計に当たり、これまで耐低温割れ性の指標とされていたＰｃｍにとらわれず、鋼組織を考慮した成分設計を行った。
【０００９】
本発明の成分設計は、Ｃを極低Ｃに制限した上で、焼入れ性向上元素であるＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏを積極添加し、さらにＢを添加したことがポイントである。これらの成分を適量添加することにより、ベイナイトのＣＣＴ線（図５のＣＣＴ線図を参照）が短時間側、かつ低温度側に移動し、フェライトのＣＣＴ線が長時間側に移動する（いずれも図５の実線→破線）。
従って、従来は、高冷却速度ではマルテンサイト、低冷却速度ではフェライト又は高温ベイナイトを生成するために、硬さの冷却速度感受性が大きく、小入熱溶接時のＨＡＺ部の硬さ低減（耐低温割れ性の改善）と母材強度確保が両立できず、予熱フリーが困難であったが、本発明では、高冷却速度、低冷却速度のいずれでも低温ベイナイトを生成し、硬さの冷却速度感受性が低下し、小入熱溶接時のＨＡＺ部の硬さ低減（耐低温割れ性の改善）と母材強度確保の両立が可能となった。
一方、大入熱溶接の場合、ＨＡＺの冷却速度が遅くなるため、従来、フェライト又は高温ベイナイトを生成し、それに伴い粗大かつ塊状の島状マルテンサイト組織が生成してＨＡＺ靭性が劣化していたが、本発明では、冷却速度が遅くても低温ベイナイトが生成し、しかも極低Ｃであるため生成する島状マルテンサイト組織が微細となり、ＨＡＺ靭性を確保できる。
【００１０】
次に、本発明に係る高張力鋼板の化学成分について個々に説明する。
Ｃ
Ｃを０．０６％以下に制限し、同時に適量のＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＢを添加することで、前記の通り、小入熱溶接時のＨＡＺ部の耐低温割れ性と母材強度確保を両立させ、かつ大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を改善できる。Ｃが０．０６０％を超えると高冷却速度側で低温ベイナイトでなくマルテンサイトが生成するようになり、耐低温割れ性が改善されない。一方、０．０１０％未満では必要最小限の母材強度を得ることができない。従って、Ｃの含有量は０．０１０〜０．０６０％、より望ましくは０．０３０〜０．０５５％とする。
【００１１】
Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ
これらの元素は焼入れ性を改善する作用をもち、高冷却速度〜低冷却速度で低温ベイナイトを生成させやすくし、前記の通り、極低Ｃとし、同時に適量のＢを添加することで、小入熱溶接時のＨＡＺ部の耐低温割れ性と母材強度確保を両立させ、かつ大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を改善できる。しかし、下記式で定義されるＫＰが３．２０未満ではその作用が十分でなく、高温ベイナイト又はフェライトが生成するようになって、７８０ＭＰａ以上の母材強度を得ることができなくなる（後述する図１参照）。ＫＰの望ましい値は４．０以上である。
ＫＰ＝［Ｍｎ］＋１．５×［Ｃｒ］＋２×［Ｍｏ］
また、個別元素でみると、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量が、それぞれ１．２５％、０．１％、０．１％に満たないと焼入れ性を改善する効果が期待できず、母材強度が不足し、それぞれ２．５％、２．０％、１．５％を超えると母材の靭性が劣化する。従って、含有量はそれぞれ１．２５〜２．５％、０．１〜２．０％、０．１〜１．５％とする。より望ましくは、それぞれ１．３〜２．２％、０．３〜１．５％、０．３〜１．３％とする。
【００１２】
Ｂ
Ｂは焼入れ性を改善する作用をもち、低冷却速度で低温ベイナイトを生成させやすくする。そして、前記の通り、極低Ｃとし、同時に適量のＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏを添加することで、小入熱溶接時のＨＡＺ部の耐低温割れ性と母材強度確保を両立させ、かつ大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を改善することができる。Ｂが０．０００６％未満であると、焼入れ性を改善する効果が期待できず、母材強度が不足し、０．００５０％を超えるとかえって焼入れ性を低下させ、母材強度が不足する。従って、含有量は０．０００６〜０．００５０％、より望ましくは０．０００７〜０．００３０％とする。
【００１３】
Ｃｕ
Ｃｕは固溶強化及び析出強化によって母材強度を向上させ、また、ＢやＭｎ〜Ｍｏほどではないが焼入れ性を向上させるので、必要に応じて添加することができる。しかし、余り多くなると大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を低下させるため、含有量は１．０％以下とするのが望ましい。
Ｎｂ
ＮｂはＮｂＣを形成して大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を低下させ、特にＣｕと共存するときその作用が強く出る。このため、Ｃｕ含有量が少ないとき（Ｃｕ：０．２５％未満（０％を含む）のとき）は０．０３０％以下（０％を含む）に制限し、Ｃｕ含有量が比較的多いとき（Ｃｕ：０．２５％以上のとき）は０．０１％未満（０％を含む）に制限する必要がある。
【００１４】
Ｎｉ
Ｎｉは母材靭性を向上させるのに有効な元素であり、必要に応じて添加することができる。しかし、３．５％を超えるとスケール疵が発生しやすくなるため、含有量は３．５％以下とする。
Ｖ
Ｖは少量の添加により焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高くする効果があり、必要に応じて添加することができる。しかし、０．１％を超えると大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を低下させるため、含有量は０．１％以下とする。
【００１５】
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ
これらの元素は不純物として含まれるＮを固定する作用をもち、高入熱溶接時のＨＡＺ部でＮが固溶Ｂと結合し、Ｂが消費されてその効果が失われるのを防止する。また、Ｔｉ等の窒化物は大入熱溶接時のＨＡＺ部のγ粒を微細化しＨＡＺ靭性を改善する。そのため、鋼中のＮ含有量に応じて、添加される。その場合、Ｔｉが必ず含まれるように添加しＺｒ、Ｈｆは必要に応じてＴｉとともに添加するのが、より望ましい。しかし、Ｎが多い割りに添加量が少なく下記式で定義されるＫＮが４を超える場合は、Ｂの効果が失われてＨＡＺ靭性が劣化する（後述する図２参照）。また、添加量が多くＫＮが−１未満となると母材の靭性が劣化する。従って、これらの元素を添加する場合は、−１．０≦ＫＮ≦４．０の範囲内とする。より望ましい範囲は、０．０〜３．０である。
ＫＮ＝（[Ｎ]／14−[Ｔｉ]／48−[Ｚｒ]／91−[Ｈｆ]／178）×10^４
また、個別元素でみると、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆの含有量が、それぞれ０．０３％、０．０５％、０．１０％を超えると母材の靭性が劣化するので、これ以下に制限される。
【００１６】
Ｃａ
ＣａはＭｎＳを球状化するという介在物の形態制御による異方性を低減する効果を有しており、０．０００５％未満ではこのような効果は少なく、また０．００５０％を超える過剰の含有は母材の靭性を劣化させる。従って、Ｃａを添加する場合、その含有量は０．０００５〜０．００５０％とする。
Ａｌ
Ａｌは脱酸元素であるとともに、Ｎを固定し固溶Ｂを増加させることにより、Ｂの焼入れ性を向上させる効果がある。しかし、０．２０％を超える過剰の含有は母材の靭性を劣化させる。従って、Ａｌを添加する場合は０．２０％以下とする。
【００１７】
Ｓｉ
Ｓｉは脱酸材の作用を有する元素であり、含有量が０．０５％未満ではその効果が期待できず０．５０％を超えると溶接性及び母材靭性を劣化させる。従って、Ｓｉの含有量は０．０５〜０．５０％とする。
Ｎ
不純物として含有されるＮはＢと結合して固溶Ｂを減少させ、Ｂの焼入れ性向上効果を阻害し、母材の靭性及び大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を低下させる。Ｎの含有量が０．０１００％を超えるとその作用が顕著となり、Ｔｉ等の添加（ＫＮの調整）あるいはＡｌの添加の効果も発揮されない。従って、Ｎの含有量は０．０１００％以下に制限する。
【００１８】
【実施例】
次に、本発明の実施例を比較例と共に説明する。
表１〜表４に示す組成の鋼を通常の溶製法により溶製してスラブとなし、通常の加熱、熱間圧延、焼入れ処理を行った後、表５〜表６に示す温度で焼戻し処理を行い、同表に示す板厚の高張力鋼板を製造した。
この鋼板に対し、下記要領で母材特性の試験を行い、母材特性に合格したもの全てと合格しなかったものの一部について、さらに溶接性（耐低温割れ性、ＨＡＺ靭性）の試験を行った。
その結果を表５〜表６にあわせて示す。
【００１９】
［母材特性試験］
▲１▼引張試験；各鋼板の板厚１／４部位からＪＩＳ４号試験片を得て、引張試験を行い、０．２％耐力、引張強さを測定した。この実施例では引張強さ≧７８０ＭＰａを合格とした。
▲２▼衝撃試験；各鋼板の板厚１／４部位からＪＩＳ４号試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギー（ｖＥ−４０）を求めた。この実施例では、ｖＥ−４０≧４７Ｊを合格とした。
【００２０】
［溶接性試験］
▲１▼ＨＡＺ靭性；入熱２０ｋＪ／ｍｍと４０ｋＪ／ｍｍ（サブマージアーク溶接）、及び入熱１００ｋＪ／ｍｍ（エレクトロスラグ溶接）で溶接を行い、前者の場合は図３に示す部位から、後者の場合は図４に示す部位からＪＩＳ４号試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を行い、ボンド部の吸収エネルギー（ｖＥ−１０）を求めた。この実施例では、ｖＥ−１０≧４７Ｊを合格とした。なお、板厚３０ｍｍの鋼板は入熱２０ｋＪ／ｍｍまで、板厚５０ｍｍの鋼板は入熱４０ｋＪ／ｍｍまでとした。
▲２▼耐低温割れ性；ＪＩＳ Ｚ ３１５８に規定されたｙ形溶接割れ試験方法に基づいて、入熱１．７ｋＪ／ｍｍで被覆アーク溶接を行い、ルート割れ防止予熱温度を測定した。この実施例では、２５℃以下を合格とした。
【００２１】
【表１】

【００２２】
【表２】

【００２３】
【表３】

【００２４】
【表４】

【００２５】
【表５】

【００２６】
【表６】

【００２７】
表５の結果に示されるように、Ｎｏ．１〜２５は、母材特性と耐低温割れ性は全て合格であり、ＨＡＺ靭性も、入熱２０ｋＪ／ｍｍと４０ｋＪ／ｍｍの溶接では、全て合格であった。また、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ等を−１．０≦ＫＮ≦４．０の範囲内で添加したＮｏ．１３、１５、１９〜２３は、入熱１００ｋＪ／ｍｍの溶接でも合格であった。
一方、合金組成、ＫＰ値又はＫＮ値のいずれかが規定範囲を外れる比較例は、表６の備考欄に示すように、母材特性が不合格か、母材特性が合格したものでも、耐低温割れ性が劣るか（Ｎｏ．２７）、大入熱溶接時のＨＡＺ靭性が劣る（Ｎｏ．３５〜３７、４５、４７、４８）。
【００２８】
図１は、表５、表６をもとに、母材強度（引張強さ）とＫＰ（＝Ｍｎ＋１．５×Ｃｒ＋２×Ｍｏ）値の関係を示すもので、ＫＰ値が３．２０以上で７８０ＭＰａが得られている。
また、図２は、同じく表５、表６をもとに、入熱１００ｋＪ／ｍｍの溶接後のＨＡＺ靭性（ｖＥ−１０）とＫＮ（＝（Ｎ／１４−Ｔｉ／４８−Ｚｒ／９１−Ｈｆ／１７８）×１０^４）値の関係を示すもので、ＫＮ値が−１．０〜４．０の範囲内で４７ｋＪ以上のＨＡＺ靭性（ｖＥ−１０）が得られている。
【００２９】
【発明の効果】
本発明によれば、母材特性（強度、靭性）に優れ、かつ溶接性（耐低温割れ性、ＨＡＺ靭性）に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼板を得ることができる。また、本発明に係る抗張力鋼板は、高冷却速度、低冷却速度のいずれでも低温ベイナイトを生成し、硬さの冷却速度感受性が低いので、厚物でも均一な組織及び機械的特性を示し、実際の使用に好適な鋼板である。
【図面の簡単な説明】
【図１】母材強度とＫＰ値の関係を示すグラフである。
【図２】ＨＡＺ靭性（ｖＥ−１０）とＫＮ値の関係を示すグラフである。
【図３】サブマージアーク溶接時のボンド靭性の試験片採取位置を示す図である。
【図４】エレクトロスラグ溶接時のボンド靭性の試験片採取位置を示す図である。
【図５】本発明の成分設計の考え方を説明するための模式的なＣＣＴ線図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a high-tensile steel plate having excellent weldability, for example, used for bridges, penstocks, tanks, and other large structures.
[0002]
[Prior art]
In high-tensile steel sheets of 780 MPa class or higher, a large amount of alloy components are added from the viewpoint of securing the strength of the base metal, so that HAZ with a fast cooling rate is cured under low heat input welding conditions, resulting in weld cracks (cold cracks). In order to prevent this, it is necessary to preheat at about 100 ° C. during welding. If this preheating can be omitted, the construction efficiency will be greatly increased and the cost will be reduced. Therefore, there is a demand for a high-tensile steel plate of 780 MPa class or higher that has excellent cold cracking resistance.
[0003]
A parameter called Pcm (%) defined by the following formula is disclosed as an index of low temperature cracking resistance. Conventionally, Pcm is limited to improve low temperature cracking resistance, and base material strength by limiting addition of alloy components. Has been compensated for by improving the manufacturing method.
Pcm = [C] + [Si] / 30 + [Mn] / 20 + [Cu] / 20 + [Ni] / 60 + [Cr] / 20 + [Mo] / 15 + [V] / 10 + 5 × [B]
However, [C] to [B] represent the content of each element.
As a result, in a high-tensile steel plate of 780 MPa class or higher, preheating-free was possible with a thin material (≦ 34 mm) with a relatively fast cooling rate in quenching during manufacturing of the base material, but a thick material with a slow cooling rate (≧ 40 mm). However, it was not possible to achieve both preheating free and securing of the base metal strength. Moreover, although the method of ensuring base material strength using precipitation of Cu is also disclosed, sufficient base material strength cannot be ensured with a thick article with a slow cooling rate.
Patent documents relating to improvement of cold cracking resistance include, for example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 7-113140 (Pcm ≦ 0.23, limiting low C and low Cu to improve cold cracking resistance), Sho 61-44161 (Pcm is set to high Ceq without raising Ccm, and low C and B free), JP-A-4-333516 (Pcm ≦ 0.28, B free to improve cold cracking resistance In addition, there is JP-A-5-163527 (a weldability parameter P similar to Pcm is regulated and Cu is added to ensure strength).
[0004]
On the other hand, in a high strength steel plate of 780 MPa class or higher, there is a problem that the HAZ toughness deteriorates during high heat input welding. This is because when the heat input is increased, the cooling rate of the HAZ part is slowed, and the hardenability of the HAZ part is lowered accordingly, and the toughness is lowered by generating coarse island martensite. This problem occurred in both thick and thin objects, and heat input restriction (5 kJ / mm or less) was performed at the time of actual welding work, resulting in poor efficiency.
In the 490-590 MPa class, large heat input HAZ toughness has been improved by addition of Ti, oxide dispersion, and the like. Even in the 780 MPa class or higher, in addition to the above-mentioned JP-A-5-163527, JP-A-61-44161, for example, JP-A-6-65680 (containing an oxide to refine the old γ grain size), There are inventions aimed at improving high heat input HAZ toughness, such as JP-A-7-233437 (B-free, Pcm ≦ 0.24, Ceq ≧ 0.45 to improve hardenability), but all are sufficient It wasn't.
[0005]
[Problems to be solved by the invention]
As described above, in the small heat input welding, the HAZ part is heated to a high temperature and has a high cooling rate. On the other hand, since the cooling rate of the base material increases as the plate thickness increases, it is difficult to ensure the strength by quenching after rolling. Therefore, in the case of a high-strength steel plate of 780 MPa class or higher, it is not hardened when the cooling rate is high in order to prevent low-temperature cracking at the time of small heat input welding. The problem is how to secure the strength when it is slow.
Moreover, in both large and thin objects, in the high heat input welding, the cooling rate of the HAZ part is slowed, and the hardenability of the HAZ part is lowered accordingly, and an island-like martensite structure is generated and the toughness is lowered. However, in order to improve this HAZ toughness, it becomes a problem how to suppress the formation of island martensite structure when the cooling rate is low.
[0006]
[Means for Solving the Problems]
The high-strength steel sheet having excellent weldability according to the present invention includes C: 0.010 to 0.060%, Si: 0.05 to 0.5%, Mn: 1.25 to 2.5%, Cr: 0 0.1 to 2.0%, Mo: 0.1 to 1.5%, B: 0.0006 to 0.0050%, Cu: less than 0.25%, Nb: 0.030% or less, Ti: not more than 0.030%, Zr: not more than 0.050%, Hf: not more than 0.10%, N: limited to not more than 0.0100%, remaining Fe and inevitable impurities And KP (%) and KN (%) defined by the following formula satisfy KP ≧ 3.20 and 0.0 ≦ KN ≦ 3.0.
KP = [Mn] + 1.5 × [Cr] + 2 × [Mo]
KN = ([N] / 14− [Ti] / 48− [Zr] / 91− [Hf] / 178) × 10 ⁴
However, [Mn], [Cr], [Mo], [N], [Ti], [Zr], and [Hf] represent the content (%) of each element.
In the high-tensile steel plate, Cu: 0.25% to 1% can be contained instead of containing less than 0.25%. However, in that case, Nb: less than 0.010%.
[0007]
In the high-tensile steel sheet, in addition to the above elements, any one or two or more of the following (1) to (4) may be included as necessary.
(1) Ni is 3.5% or less (2) V is 0.10% or less (3) Ca: 0.0005 to 0.0050%
(4) Al: 0.20% or less
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Now, in the 490-590 MPa class high-tensile steel sheet, it was possible to achieve both improvement of cold cracking resistance and securing of the base material strength by the component design based on Pcm. When a component design based on Pcm is performed, it is difficult to achieve both improvement of low temperature cracking resistance and securing of base material strength particularly in a thick product. Therefore, in the present invention, in designing the components, the components were designed in consideration of the steel structure without being constrained by Pcm, which has been used as an index of cold cracking resistance until now.
[0009]
The point of the component design of the present invention is that, while limiting C to extremely low C, hardenability improving elements Mn, Cr, and Mo are positively added, and B is further added. By adding appropriate amounts of these components, the bainite CCT line (see the CCT diagram in FIG. 5) moves to the short time side and the low temperature side, and the ferrite CCT line moves to the long time side (whichever (Solid line → broken line in FIG. 5).
Therefore, conventionally, martensite is generated at a high cooling rate, and ferrite or high-temperature bainite is generated at a low cooling rate. Therefore, the hardness is highly sensitive to the cooling rate, and the hardness of the HAZ part during low heat input welding is reduced (low temperature resistance) Improvement of crackability) and securing of base material strength were incompatible, and preheating was difficult. However, in the present invention, low-temperature bainite was produced at both high cooling rate and low cooling rate, and hardness cooling rate sensitivity As a result, the hardness of the HAZ part at the time of small heat input welding was reduced (improvement of low temperature cracking resistance) and the strength of the base material was compatible.
On the other hand, in the case of high heat input welding, since the cooling rate of HAZ is slow, conventionally, ferrite or high-temperature bainite is generated, and accordingly, a coarse and massive island-like martensite structure is generated and HAZ toughness is deteriorated. However, in the present invention, low-temperature bainite is generated even when the cooling rate is low, and the island-shaped martensite structure generated is fine because it is extremely low C, so that HAZ toughness can be ensured.
[0010]
Next, chemical components of the high-tensile steel plate according to the present invention will be described individually.
C
By restricting C to 0.06% or less and adding appropriate amounts of Mn, Cr, Mo, and B at the same time, as described above, cold cracking resistance of the HAZ part and the strength of the base metal during small heat input welding are ensured. The HAZ toughness during high heat input welding can be improved. When C exceeds 0.060%, martensite is generated instead of low-temperature bainite on the high cooling rate side, and the low-temperature cracking resistance is not improved. On the other hand, if it is less than 0.010%, the necessary minimum base material strength cannot be obtained. Therefore, the C content is 0.010 to 0.060%, more preferably 0.030 to 0.055%.
[0011]
Mn, Cr, Mo
These elements have the effect of improving the hardenability, make it easy to produce low-temperature bainite at a high cooling rate to a low cooling rate, and as described above, extremely low C, and simultaneously adding an appropriate amount of B, It is possible to achieve both low temperature cracking resistance of the HAZ part during heat welding and ensure the strength of the base material, and to improve the HAZ toughness during high heat input welding. However, when the KP defined by the following formula is less than 3.20, the action is not sufficient, and high-temperature bainite or ferrite is generated, and it becomes impossible to obtain a base material strength of 780 MPa or more (a figure described later). 1). A desirable value of KP is 4.0 or more.
KP = [Mn] + 1.5 × [Cr] + 2 × [Mo]
In addition, in terms of individual elements, if the contents of Mn, Cr, and Mo are less than 1.25%, 0.1%, and 0.1%, respectively, the effect of improving the hardenability cannot be expected. If the strength is insufficient and exceeds 2.5%, 2.0% and 1.5% respectively, the toughness of the base material deteriorates. Therefore, the contents are 1.25 to 2.5%, 0.1 to 2.0%, and 0.1 to 1.5%, respectively. More desirably, the content is 1.3 to 2.2%, 0.3 to 1.5%, and 0.3 to 1.3%, respectively.
[0012]
B
B has the effect of improving the hardenability and facilitates the formation of low-temperature bainite at a low cooling rate. And as mentioned above, by making it extremely low C and simultaneously adding appropriate amounts of Mn, Cr, and Mo, both the low temperature cracking resistance of the HAZ part during small heat input welding and securing of the base material strength can be achieved, and large input The HAZ toughness during heat welding can be improved. If B is less than 0.0006%, the effect of improving the hardenability cannot be expected, and the base material strength is insufficient. If it exceeds 0.0050%, the hardenability is lowered and the base material strength is insufficient. Therefore, the content is 0.0006 to 0.0050%, more preferably 0.0007 to 0.0030%.
[0013]
Cu
Cu improves the strength of the base metal by solid solution strengthening and precipitation strengthening, and improves the hardenability although not as much as B or Mn to Mo, and can be added as necessary. However, if the amount is too large, the HAZ toughness during high heat input welding is lowered, so the content is preferably 1.0% or less.
Nb
Nb forms NbC and lowers the HAZ toughness at the time of high heat input welding, and its action is particularly strong when it coexists with Cu. For this reason, when Cu content is low (when Cu is less than 0.25% (including 0%)) , it is limited to 0.030% or less (including 0%) , and when Cu content is relatively high (When Cu is 0.25% or more ) , it is necessary to limit it to less than 0.01% (including 0%) .
[0014]
Ni
Ni is an element effective for improving the base material toughness, and can be added as necessary. However, if it exceeds 3.5%, scale wrinkles are likely to occur, so the content is set to 3.5% or less.
V
V has the effect of increasing the hardenability and temper softening resistance when added in a small amount, and can be added as necessary. However, if it exceeds 0.1%, the HAZ toughness during high heat input welding is lowered, so the content is made 0.1% or less.
[0015]
Ti, Zr, Hf
These elements have a function of fixing N contained as an impurity, and prevent N from being combined with solute B in the HAZ part at the time of high heat input welding and losing the effect due to consumption of B. Further, nitrides such as Ti refine γ grains in the HAZ part during high heat input welding and improve HAZ toughness. Therefore, it is added according to the N content in the steel. In that case, it is more desirable to add Ti so that it is always included, and to add Zr and Hf together with Ti as necessary. However, when KN defined by the following formula is less than 4 while N is large, the effect of B is lost and the HAZ toughness deteriorates (see FIG. 2 described later). Further, when the amount of addition is large and KN is less than -1, the toughness of the base material deteriorates. Therefore, when adding these elements, it is set within the range of −1.0 ≦ KN ≦ 4.0. A more desirable range is 0.0 to 3.0.
KN = ([N] / 14− [Ti] / 48− [Zr] / 91− [Hf] / 178) × 10 ⁴
In addition, in terms of individual elements, if the content of Ti, Zr, and Hf exceeds 0.03%, 0.05%, and 0.10%, respectively, the toughness of the base material deteriorates. The
[0016]
Ca
Ca has an effect of reducing the anisotropy by controlling the form of inclusions to spheroidize MnS, and if it is less than 0.0005%, such an effect is small, and an excessive content exceeding 0.0050%. Degrades the toughness of the base metal. Therefore, when adding Ca, the content is made 0.0005 to 0.0050%.
Al
Al is a deoxidizing element and has the effect of improving the hardenability of B by fixing N and increasing the solid solution B. However, excessive content exceeding 0.20% deteriorates the toughness of the base material. Therefore, when adding Al, it is made 0.20% or less.
[0017]
Si
Si is an element having the action of a deoxidizing material. If the content is less than 0.05%, the effect cannot be expected, and if it exceeds 0.50%, the weldability and the base metal toughness are deteriorated. Therefore, the Si content is set to 0.05 to 0.50%.
N
N contained as an impurity combines with B to reduce the solid solution B, inhibits the effect of improving the hardenability of B, and lowers the toughness of the base material and the HAZ toughness during high heat input welding. When the N content exceeds 0.0100%, the effect becomes remarkable, and the effect of addition of Ti or the like (adjustment of KN) or addition of Al is not exhibited. Therefore, the N content is limited to 0.0100% or less.
[0018]
【Example】
Next, examples of the present invention will be described together with comparative examples.
Steels having the compositions shown in Tables 1 to 4 were melted by a normal melting method to form slabs, subjected to normal heating, hot rolling, and quenching, and then tempered at the temperatures shown in Tables 5 to 6. A high-tensile steel plate having the thickness shown in the table was manufactured.
Test the base metal properties of this steel sheet as follows, and further test the weldability (cold crack resistance, HAZ toughness) for all of the materials that passed the base material properties and some that did not pass. It was.
The results are shown in Tables 5 to 6.
[0019]
[Base material characteristics test]
(1) Tensile test: A JIS No. 4 test piece was obtained from a 1/4 thickness portion of each steel plate, a tensile test was performed, and 0.2% yield strength and tensile strength were measured. In this example, the tensile strength ≧ 780 MPa was regarded as acceptable.
(2) Impact test: JIS No. 4 test specimens were collected from a 1/4 thickness portion of each steel plate, and subjected to a Charpy impact test to determine the absorbed energy (vE-40). In this example, vE-40 ≧ 47J was accepted.
[0020]
[Weldability test]
(1) HAZ toughness: Welding was performed at heat inputs of 20 kJ / mm and 40 kJ / mm (submerged arc welding) and heat input of 100 kJ / mm (electroslag welding). In the former case, from the part shown in FIG. In this case, a JIS No. 4 test piece was collected from the site shown in FIG. 4 and subjected to a Charpy impact test to determine the absorbed energy (vE-10) of the bond part. In this example, vE-10 ≧ 47J was regarded as acceptable. In addition, the steel plate with a plate thickness of 30 mm was heat input up to 20 kJ / mm, and the steel plate with a plate thickness of 50 mm was up to heat input 40 kJ / mm.
{Circle around (2)} Low-temperature crack resistance: Based on the y-type weld crack test method specified in JIS Z 3158, covered arc welding was performed at a heat input of 1.7 kJ / mm, and the root crack prevention preheating temperature was measured. In this example, 25 ° C. or less was regarded as acceptable.
[0021]
[Table 1]

[0022]
[Table 2]

[0023]
[Table 3]

[0024]
[Table 4]

[0025]
[Table 5]

[0026]
[Table 6]

[0027]
Results As shown in Table 5, No. In Nos. 1 to 25 , the base material characteristics and the cold cracking resistance were all acceptable, and the HAZ toughness was also all acceptable in welding with heat input of 20 kJ / mm and 40 kJ / mm. Further, Ti, Zr, Hf or the like was added in the range of −1.0 ≦ KN ≦ 4.0. Nos. 13, 15, and 19 to 23 were acceptable even with a heat input of 100 kJ / mm.
On the other hand, comparative examples in which any of the alloy composition, KP value, or KN value is outside the specified range, as shown in the remarks column of Table 6, even if the base material characteristics are unacceptable or the base material characteristics pass, The cold cracking property is inferior (No. 27), or the HAZ toughness at the time of high heat input welding is inferior (No. 35 to 37, 45, 47, 48).
[0028]
FIG. 1 shows the relationship between the base material strength (tensile strength) and the KP (= Mn + 1.5 × Cr + 2 × Mo) value based on Tables 5 and 6, where the KP value is 3.20 or more. 780 MPa is obtained.
FIG. 2 is also based on Tables 5 and 6 and shows HAZ toughness (vE-10) and KN (= (N / 14-Ti / 48-Zr / 91-) after welding with a heat input of 100 kJ / mm. Hf / 178) × 10 ⁴ ) This shows the relationship between values, and a HAZ toughness (vE-10) of 47 kJ or more is obtained when the KN value is in the range of −1.0 to 4.0.
[0029]
【The invention's effect】
ADVANTAGE OF THE INVENTION According to this invention, the 780 MPa class high-tensile steel plate excellent in a base material characteristic (strength, toughness) and excellent in weldability (low temperature cracking resistance, HAZ toughness) can be obtained. In addition, the tensile strength steel sheet according to the present invention produces low-temperature bainite at both high cooling rate and low cooling rate, and the cooling rate sensitivity of hardness is low. It is a steel plate suitable for use.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing the relationship between base material strength and KP value.
FIG. 2 is a graph showing the relationship between HAZ toughness (vE-10) and KN value.
FIG. 3 is a diagram showing a specimen collection position for bond toughness during submerged arc welding.
FIG. 4 is a view showing a specimen collection position for bond toughness during electroslag welding.
FIG. 5 is a schematic CCT diagram for explaining the concept of component design of the present invention.

Claims (6)

Ｃ：０．０１０〜０．０６０％（ｗｔ％、以下同じ）、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：１．２５〜２．５％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｂ：０．０００６〜０．００５０％、Ｃｕ：０．２５％未満、Ｎｂ：０．０３０％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．０３０％以下、Ｚｒ：０．０５０％以下、Ｈｆ：０．１０％以下のいずれか１種以上を含有し、Ｎ：０．０１００％以下に制限され、残部Ｆｅ及び不可避不純物よりなり、かつ下記式で定義されるＫＰ（％）及びＫＮ（％）が、ＫＰ≧３．２０、０．０≦ＫＮ≦３．０を満たすことを特徴とする溶接性に優れた高張力鋼板。
ＫＰ＝[Ｍｎ]＋1.5×[Ｃｒ]＋2×[Ｍｏ]
ＫＮ＝（[Ｎ]／14−[Ｔｉ]／48−[Ｚｒ]／91−[Ｈｆ]／178）×10^４
ただし、[Ｍｎ]、[Ｃｒ]、[Ｍｏ]、[Ｎ]、[Ｔｉ]、[Ｚｒ]、[Ｈｆ]は各元素の含有量（％）を表す。C: 0.010 to 0.060% (wt%, the same applies hereinafter), Si: 0.05 to 0.5%, Mn: 1.25 to 2.5%, Cr: 0.1 to 2.0% , Mo: 0.1 to 1.5%, B: 0.0006 to 0.0050%, Cu: less than 0.25%, Nb: 0.030% or less, and Ti: 0.030% Hereinafter, it contains any one or more of Zr: 0.050% or less, Hf: 0.10% or less, N: limited to 0.0100% or less, consisting of the balance Fe and inevitable impurities, and the following formula A high-tensile steel plate excellent in weldability, characterized in that the defined KP (%) and KN (%) satisfy KP ≧ 3.20 and 0.0 ≦ KN ≦ 3.0.
KP = [Mn] + 1.5 × [Cr] + 2 × [Mo]
KN = ([N] / 14− [Ti] / 48− [Zr] / 91− [Hf] / 178) × 10 ⁴
However, [Mn], [Cr], [Mo], [N], [Ti], [Zr], and [Hf] represent the content (%) of each element. Ｃ：０．０１０〜０．０６０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：１．２５〜２．５％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｂ：０．０００６〜０．００５０％、Ｃｕ：０．２５〜１．０％、Ｎｂ：０．０１０％未満を含有し、さらに、Ｔｉ：０．０３０％以下、Ｚｒ：０．０５０％以下、Ｈｆ：０．１０％以下のいずれか１種以上を含有し、Ｎ：０．０１００％以下に制限され、残部Ｆｅ及び不可避不純物よりなり、かつ下記式で定義されるＫＰ（％）及びＫＮ（％）が、ＫＰ≧３．２０、０．０≦ＫＮ≦３．０を満たすことを特徴とする溶接性に優れた高張力鋼板。
ＫＰ＝[Ｍｎ]＋1.5×[Ｃｒ]＋2×[Ｍｏ]
ＫＮ＝（[Ｎ]／14−[Ｔｉ]／48−[Ｚｒ]／91−[Ｈｆ]／178）×10^４
ただし、[Ｍｎ]、[Ｃｒ]、[Ｍｏ]、[Ｎ]、[Ｔｉ]、[Ｚｒ]、[Ｈｆ]は各元素の含有量（％）を表す。C: 0.010 to 0.060%, Si: 0.05 to 0.5%, Mn: 1.25 to 2.5%, Cr: 0.1 to 2.0%, Mo: 0.1 1.5%, B: 0.0006 to 0.0050%, Cu: 0.25 to 1.0%, Nb: less than 0.010%, Ti: 0.030% or less, Zr: 0.05% or less, Hf: containing any one or more of 0.10% or less, N: limited to 0.0100% or less, consisting of the balance Fe and inevitable impurities, and defined by the following formula (%) And KN (%) satisfy KP ≧ 3.20 and 0.0 ≦ KN ≦ 3.0.
KP = [Mn] + 1.5 × [Cr] + 2 × [Mo]
KN = ([N] / 14− [Ti] / 48− [Zr] / 91− [Hf] / 178) × 10 ⁴
However, [Mn], [Cr], [Mo], [N], [Ti], [Zr], and [Hf] represent the content (%) of each element. Ｎｉ：３．５％以下含有することを特徴とする請求項１又は２に記載された溶接性に優れた高張力鋼板。Ni: It contains 3.5% or less, The high-tensile steel plate excellent in the weldability described in Claim 1 or 2. Ｖ：０．１０％以下含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載された溶接性に優れた高張力鋼板。V: 0.10% or less is contained, The high-tensile steel plate excellent in weldability as described in any one of Claims 1-3 characterized by the above-mentioned. Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載された溶接性に優れた高張力鋼板。Ca: 0.0005-0.0050% content, The high-tensile steel plate excellent in weldability as described in any one of Claims 1-4 characterized by the above-mentioned. Ａｌ：０．２０％以下含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載された溶接性に優れた高張力鋼板。Al: 0.20% or less is contained, The high-tensile steel plate excellent in weldability as described in any one of Claims 1-5 characterized by the above-mentioned.

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