JP2000045045A - High yield point steel excellent in weld zone toughness and low temperature toughness and its production - Google Patents
High yield point steel excellent in weld zone toughness and low temperature toughness and its productionInfo
- Publication number
- JP2000045045A JP2000045045A JP10213043A JP21304398A JP2000045045A JP 2000045045 A JP2000045045 A JP 2000045045A JP 10213043 A JP10213043 A JP 10213043A JP 21304398 A JP21304398 A JP 21304398A JP 2000045045 A JP2000045045 A JP 2000045045A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- toughness
- slab
- less
- steel
- present
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Landscapes
- Continuous Casting (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
Description
【０００１】[0001]
【発明の属する技術分野】本発明は、溶接部靱性と低温
靱性が優れた高降伏点鋼材およびその製造方法に関す
る。より具体的には、本発明は、低温域で使用される海
洋構造物、船舶、ラインパイプ、大型溶接構造物さらに
は低温用タンク等において溶接を行われて使用される高
降伏点鋼材の溶接部靱性を改善するものである。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a high yield point steel material having excellent weld toughness and low temperature toughness, and a method for producing the same. More specifically, the present invention relates to welding of a high yield point steel material used by performing welding in a marine structure, a ship, a line pipe, a large-sized welded structure, and a low-temperature tank or the like used in a low-temperature region. The toughness is improved.
【０００２】[0002]
【従来の技術】例えば、低温の氷海域に設置される海洋
構造物や低温内容物収容タンク等のような、厳しい低温
環境下で使用される大型溶接構造物では、その安全性を
確保するために、各部の靱性値に多大な注意が払われて
いる。このような大型溶接構造物において溶接を行われ
て使用される鋼材 (以降の説明では、鋼板を例にと
る。) に関しては、従来、最も脆化を生じやすい領域で
ある溶接部の靱性を良好に確保することが、特に重視さ
れていた。2. Description of the Related Art For example, a large-sized welded structure used in a severe low-temperature environment, such as an offshore structure or a low-temperature contents storage tank installed in a low-temperature ice sea area, is required to ensure its safety. Great attention has been paid to the toughness of each part. For steel materials used by welding in such large-sized welded structures (in the following description, steel plates are taken as an example), conventionally, the toughness of the welded area, which is the most susceptible to brittleness, has been improved. Was especially emphasized.
【０００３】また、このような用途に供される鋼板で
は、溶接部における破壊靱性試験 (例えば、き裂開口変
位量をＣＴＯＤ値として測定するＣＴＯＤ試験；英国規
格5762参照。) により評価される脆性破壊特性が優れる
ことも要求される。必要とされる脆性破壊特性は、構造
物の種類や稼働条件等によっても変動するが、例えばロ
シアのサハリン地域で使用される鋼板に対しては、近
年、−40℃で0.38mmのＣＴＯＤ値が要求されている。[0003] Further, in a steel sheet used for such an application, brittleness is evaluated by a fracture toughness test in a welded portion (for example, a CTOD test for measuring a displacement of a crack opening as a CTOD value; see British Standard 5762). Excellent fracture characteristics are also required. The required brittle fracture characteristics vary depending on the type of structure, operating conditions, etc.For example, in recent years, for steel plates used in the Sakhalin region of Russia, a CTOD value of 0.38 mm at -40 ° C. Has been requested.
【０００４】このような用途に供することができる鋼と
して、例えば特開平４−116135号公報には、Ｃ：0.03％
超〜0.1 ％、Mn：0.3 〜2.0 ％、Ｐ：0.015 ％以下、C
u：0.7 〜1.5 ％、Nb：0.03％以下、Ti：0.005 〜0.03
％、Al：0.01％以下、Ｎ：0.003 ％超〜0.008 ％を含
み、M-A(島状マルテンサイト) を低減した360MPa以上の
高降伏点鋼が提案されている。[0004] As steel that can be used for such applications, for example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 4-116135 discloses C: 0.03%.
Ultra-0.1%, Mn: 0.3-2.0%, P: 0.015% or less, C
u: 0.7 to 1.5%, Nb: 0.03% or less, Ti: 0.005 to 0.03
%, Al: 0.01% or less, N: more than 0.003% to 0.008%, and a high yield point steel of 360 MPa or more with reduced MA (island martensite) has been proposed.
【０００５】しかし、この提案にかかる高降伏点鋼は、
母材強度を上昇させるためにCuの析出硬化も図って各種
の合金元素を添加される。このため、この鋼を一般的な
連続鋳造法により製造しようとすると、連続鋳造鋳片の
中心部にCuが不可避的かつ顕著に偏析し、これにより、
この連続鋳造鋳片を素材として製造された鋼板の中心偏
析も悪化して溶接後の中心部靱性が著しく劣化してしま
う。したがって、鋼に要求される降伏強さが例えば400M
Paとさらに高くなると、溶接部は非常に不均一であるこ
とと相まって、−40℃でのＣＴＯＤ値が0.38mmであると
いう近年要求される脆性破壊特性を安定的に得ることは
できない。[0005] However, the high yield point steel according to this proposal is:
Various alloying elements are added for increasing the precipitation hardening of Cu in order to increase the base metal strength. Therefore, when attempting to produce this steel by a general continuous casting method, Cu is inevitably and significantly segregated in the center of the continuous cast slab,
The center segregation of the steel plate manufactured using the continuous cast slab also deteriorates, and the center toughness after welding is significantly deteriorated. Therefore, the yield strength required for steel is, for example, 400M
If it becomes even higher, the brittle fracture characteristics required in recent years, such as the CTOD value at −40 ° C. of 0.38 mm cannot be stably obtained, in combination with the fact that the welded portion is very uneven.
【０００６】ところで、連続鋳造鋳片における中心偏析
を防止する技術としては、連続鋳造鋳型から引き抜かれ
た鋳片の内部における未凝固溶鋼に、連続鋳造鋳型の近
傍に配置された電磁攪拌装置により、凝固完了前に電磁
力を作用させて攪拌することが、従来より知られてき
た。Meanwhile, as a technique for preventing the center segregation in the continuous cast slab, an electromagnetic stirring device arranged near the continuous cast mold is applied to unsolidified molten steel inside the cast slab drawn from the continuous cast mold. It has been conventionally known to stir by applying an electromagnetic force before the completion of solidification.
【０００７】一方、中心偏析を防止する他の技術とし
て、特開平９−57410 号公報等には、連続鋳造鋳型から
引き抜かれた鋳片を、強制的にバルジングさせた後、凝
固完了前にこのバルジング量に略相当する圧下量の大圧
下を行う技術が、開示されている。On the other hand, as another technique for preventing center segregation, Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-57410 discloses a technique in which a slab drawn from a continuous casting mold is forcibly bulged and then solidified before solidification is completed. A technique of performing a large reduction of a reduction amount substantially corresponding to a bulging amount is disclosed.
【０００８】[0008]
【発明が解決しようとする課題】しかし、これらの公知
技術を適宜組み合わせても、Cu含有量が非常に高く、か
つ合金元素を含む鋼種に関しては、連続鋳造鋳片におけ
るCuの中心偏析を充分に防止することができなかった。
このため、従来の技術やその組合せによっても、−40℃
でのＣＴＯＤ値が0.38mmであるという脆性破壊特性を確
実に保証でき、かつ降伏強さが400MPa以上である高降伏
点鋼板を製造することはできなかった。However, even if these known techniques are properly combined, the steel having a very high Cu content and containing an alloying element can sufficiently reduce the center segregation of Cu in the continuous cast slab. Could not be prevented.
For this reason, even if the conventional technology or a combination thereof is used, -40 ° C
However, it was not possible to produce a high yield point steel sheet having a CTOD value of 0.38 mm and a yield strength of 400 MPa or more.
【０００９】ここに、本発明の目的は、中心部における
Cuの偏析が軽微であり、かつ降伏強さが400PMa以上であ
る溶接部靱性と低温靱性が優れた高降伏点鋼材およびそ
の製造方法を提供することである。Here, the object of the present invention is to
An object of the present invention is to provide a high-yield-point steel material in which the segregation of Cu is slight and the yield strength is 400 PMa or more, and which has excellent weld toughness and low-temperature toughness, and a method for producing the same.
【００１０】[0010]
【課題を解決するための手段】ここに、本発明の要旨と
するところは、Ｃ：0.03〜0.10％ (以下、本明細書にお
いては特にことわりがない限り、「％」は「重量％」を
意味するものとする。) 、Si：0.010 〜0.5 ％、Mn：0.
3 〜2.0 ％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.02％以下、Cu：0.
7 〜1.5 ％、Ni：0.3 〜1.5 ％、Mo：0.05〜0.3 ％、N
b：0.005 〜0.03％、Ti：0.005 〜0.03％、およびsol.A
l：0.015 ％以下を有する鋼組成を有し、下記式によ
り規定される値ＶS が0.25〜0.65％であることを特徴と
する、400MPa以上の降伏強さを有する溶接部靱性と低温
靱性が優れた高降伏点鋼材である。Means for Solving the Problems Here, the gist of the present invention is that C: 0.03 to 0.10% (hereinafter, "%" means "% by weight" unless otherwise specified. ), Si: 0.010-0.5%, Mn: 0.
3 to 2.0%, P: 0.03% or less, S: 0.02% or less, Cu: 0.
7-1.5%, Ni: 0.3-1.5%, Mo: 0.05-0.3%, N
b: 0.005 to 0.03%, Ti: 0.005 to 0.03%, and sol.A
l: having a steel composition having 0.015% or less, the value V S which is defined by the following formula, characterized in that a 0.25 to 0.65%, the weld zone toughness and low temperature toughness having a higher yield strength 400MPa Excellent high yield point steel.
【００１１】 ＶS ＝C(%)+(Mn(%)/5)+5P(%)-(Ni(%)/10)-(Mo(%)/10)+(Cu(%)/10) ・・・ また、別の面からは、本発明は、上記の鋼組成および値
ＶS を有する溶鋼を連続鋳造鋳型に鋳込んで鋳片とし、
この鋳片を、連続鋳造鋳型の出口における鋳片厚さより
も大きなロール間隔を有する１組または複数組のガイド
ロール対を用いてバルジングさせた後に、バルジングの
量に略相当する圧下量の大圧下を行って連続鋳造鋳片と
し、この連続鋳造鋳片を950 〜1250℃の温度域に加熱し
て熱間圧延を行い、700 ℃以上から１〜50℃/secの冷却
速度で450 ℃以下の温度域まで冷却し、その後に400 〜
650 ℃の温度域で焼き戻しを行うことを特徴とする、40
0MPa以上の降伏強さを有する溶接部靱性および低温靱性
が優れた高降伏点鋼材の製造方法である。V S = C (%) + (Mn (%) / 5) + 5P (%) − (Ni (%) / 10) − (Mo (%) / 10) + (Cu (%) / 10 From another aspect, the present invention provides a slab by casting molten steel having the above steel composition and value V S into a continuous casting mold,
This slab is bulged using one or more pairs of guide rolls having a roll interval larger than the slab thickness at the exit of the continuous casting mold, and then a large reduction of a reduction amount substantially corresponding to the amount of bulging is performed. The continuous cast slab is heated to a temperature range of 950 to 1250 ° C to perform hot rolling, and is cooled from 700 ° C to 450 ° C at a cooling rate of 1 to 50 ° C / sec. Cool to the temperature range, and then
Characterized by tempering in a temperature range of 650 ° C, 40
This is a method for producing a high yield point steel material having excellent weld toughness and low-temperature toughness having a yield strength of 0 MPa or more.
【００１２】本発明において、「溶接部靱性が優れた」
とは、入熱が１〜５KJ/mm という小入熱時のサブマージ
アーク溶接部の溶接熱影響部について、−40℃でのＣＴ
ＯＤ値が0.38mm以上であることを意味し、「低温靱性が
優れた」とは、Ｖノッチシャルピ衝撃試験において−80
℃における板厚中心部の衝撃エネルギが47Ｊ以上である
ことを意味する。In the present invention, “excellent weld toughness”
Means the CT of the submerged arc welded part at a heat input of 1 to 5 KJ / mm at -40 ° C
It means that the OD value is 0.38 mm or more, and “excellent in low-temperature toughness” means -80 in a V notch Charpy impact test.
It means that the impact energy at the center of the thickness at 47 ° C. is 47 J or more.
【００１３】上記の本発明において、「鋳片」とは、連
続鋳造鋳型に鋳込まれ、未凝固部分を内部に含む鋳片を
意味し、この鋳片の凝固が完了した鋳片を「連続鋳造鋳
片」という。In the present invention, the term "slab" refers to a slab cast in a continuous casting mold and containing an unsolidified portion therein. It is called "cast slab."
【００１４】また、本発明における連続鋳造は、主とし
て、垂直未凝固曲げ型連続鋳造機により行われるが、例
えば湾曲型連続鋳造機等の他の連続鋳造機により行われ
てもよい。Further, the continuous casting in the present invention is mainly performed by a vertical unsolidified bending type continuous casting machine, but may be performed by another continuous casting machine such as a curved type continuous casting machine.
【００１５】[0015]
【発明の実施の形態】以下、本発明にかかる溶接部靱性
と低温靱性が優れた高降伏点鋼材およびその製造方法の
実施形態を、説明する。なお、以降の実施形態の説明で
は、「鋼材」が「鋼板」である場合を例にとる。まず、
本発明において用いる溶鋼の組成を限定する理由を説明
する。BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION Hereinafter, embodiments of a high yield point steel material excellent in weld toughness and low temperature toughness according to the present invention and a method for manufacturing the same will be described. In the following description of the embodiments, a case where the “steel material” is a “steel plate” will be taken as an example. First,
The reason for limiting the composition of the molten steel used in the present invention will be described.
【００１６】Ｃ：0.03〜0.10％ Ｃは、母材に所定の強度を与えるために含有される元素
であるが、その含有量が0.03％未満であると所望の強度
を確保することができなくなってしまう。一方、Ｃ含有
量が0.10％を超えると溶接部におけるＣＴＯＤ特性が劣
化する。そこで、本発明では、Ｃ含有量は0.03％以上0.
10％以下と限定する。 C: 0.03% to 0.10% C is an element contained to give a predetermined strength to the base material, but if the content is less than 0.03%, the desired strength cannot be secured. Would. On the other hand, if the C content exceeds 0.10%, the CTOD characteristics in the welded portion deteriorate. Therefore, in the present invention, the C content is 0.03% or more and 0.1%.
Limited to 10% or less.
【００１７】Si：0.010 〜0.5 ％ Siは、鋼の脱酸材として0.010 ％以上含有するが、0.5
％を超えて含有すると、溶接部におけるＣＴＯＤ特性が
著しく劣化する。そこで、本発明では、Si含有量は0.01
0 ％以上0.5 ％以下と限定する。 Si: 0.010 to 0.5% Si is contained as a deoxidizing material for steel in an amount of 0.010% or more.
%, The CTOD characteristic in the welded portion is significantly deteriorated. Therefore, in the present invention, the Si content is 0.01
Limited to 0% or more and 0.5% or less.
【００１８】Mn：0.3 〜2.0 ％ Mnは、強度および靱性をともに向上させるが、0.3 ％未
満の含有量ではこのような効果を得ることができず、一
方、2.0 ％を超えて含有すると溶接部靱性が劣化する。
そこで、本発明では、Mn含有量は0.3 ％以上2.0 ％以下
と限定する。 Mn: 0.3 to 2.0% Mn improves both strength and toughness. However, if the content is less than 0.3%, such an effect cannot be obtained. The toughness deteriorates.
Therefore, in the present invention, the Mn content is limited to 0.3% or more and 2.0% or less.
【００１９】Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.02％以下 Ｐ、Ｓは、ともに鋼の凝固時に偏析を起こし易い元素で
あり、この偏析により、溶接部を脆化させてＣＴＯＤ特
性を劣化させる。このため、Ｐ、Ｓともに含有量を低減
することが望ましいが、著しい低減には相応の処理コス
トを要する。また、後述するように、本発明により、0.
03％までＰを含有しても、中心偏析は相当軽減される。
そこで、本発明では、Ｐ含有量は0.03％以下と限定す
る。一方、Ｓは、介在物であるMnＳとなって鋼中に析出
し、圧延時に延伸されて靱性を低下させる。そこで、本
発明では、Ｓ含有量は0.02％以下と限定する。 P: 0.03% or less, S: 0.02% or less Both P and S are elements that are liable to cause segregation during solidification of steel, and this segregation causes embrittlement of a welded part and deteriorates CTOD characteristics. For this reason, it is desirable to reduce the content of both P and S, but a remarkable reduction requires a corresponding processing cost. Also, as described below, according to the present invention, 0.
Even if P is contained up to 03%, center segregation is considerably reduced.
Therefore, in the present invention, the P content is limited to 0.03% or less. On the other hand, S becomes MnS as inclusions and precipitates in the steel, and is elongated during rolling to reduce toughness. Therefore, in the present invention, the S content is limited to 0.02% or less.
【００２０】Cu：0.7 〜1.5 ％ Cuには、鋼中において析出時効により、低炭素含有量下
でも所望の強度を確保する効果がある。Cu含有量が0.7
％未満では、このような効果が得られない。一方、Cu含
有量が1.5 ％を超えると、連続鋳造時の中心偏析を助長
するとともに、強度上昇効果が飽和してコストが増加す
るだけとなる。そこで、本発明では、Cu含有量は0.7 ％
以上1.5 ％以下と限定する。 Cu: 0.7 to 1.5% Cu has an effect of securing desired strength even under a low carbon content due to precipitation aging in steel. Cu content 0.7
%, Such an effect cannot be obtained. On the other hand, if the Cu content exceeds 1.5%, the center segregation during continuous casting is promoted, and the effect of increasing the strength is saturated, resulting only in an increase in cost. Therefore, in the present invention, the Cu content is 0.7%
Limited to not less than 1.5%.
【００２１】Ni：0.3 〜1.5 ％ Niには、鋼の強度を上昇するとともに低温靱性を著しく
向上させる効果がある。Ni含有量が0.3 ％未満では、こ
のような効果が得られない。一方、Ni含有量が1.5 ％を
超えると、強度上昇効果および低温靱性向上効果がとも
に飽和し、コストが増加するだけとなる。そこで、本発
明では、Ni含有量は0.3 ％以上1.5 ％以下と限定する。 Ni: 0.3 to 1.5% Ni has the effect of increasing the strength of steel and significantly improving low-temperature toughness. If the Ni content is less than 0.3%, such effects cannot be obtained. On the other hand, when the Ni content exceeds 1.5%, both the effect of increasing strength and the effect of improving low-temperature toughness are saturated, and only the cost is increased. Therefore, in the present invention, the Ni content is limited to 0.3% or more and 1.5% or less.
【００２２】Mo：0.05〜0.3 ％ Moは、鋼の強度上昇に極めて有効である。特に、本発明
法で用いる溶鋼のような炭素含有量が低い鋼の場合に
は、0.05％以上添加することにより、鋼の強度を上昇さ
せることができる。しかし、Mo含有量が0.3 ％を超える
と、溶接部靱性が劣化する。そこで、本発明では、Mo含
有量は0.05％以上0.3 ％以下と限定する。 Mo: 0.05-0.3% Mo is extremely effective in increasing the strength of steel. In particular, in the case of steel having a low carbon content such as molten steel used in the method of the present invention, the strength of the steel can be increased by adding 0.05% or more. However, if the Mo content exceeds 0.3%, the weld toughness deteriorates. Therefore, in the present invention, the Mo content is limited to 0.05% or more and 0.3% or less.
【００２３】Nb：0.005 〜0.03％ Nbは、鋼板の強度および靱性をともに有効に向上させる
が、Nb含有量が0.005％未満ではこのような効果が得ら
れない。一方、Nb含有量が0.03％を超えると、溶接部の
靱性が劣化する。そこで、本発明では、Nb含有量は0.00
5 ％以上0.03％以下と限定する。 Nb: 0.005 to 0.03% Nb effectively improves both the strength and toughness of the steel sheet, but if the Nb content is less than 0.005%, such an effect cannot be obtained. On the other hand, if the Nb content exceeds 0.03%, the toughness of the weld deteriorates. Therefore, in the present invention, the Nb content is 0.00
Limited to 5% or more and 0.03% or less.
【００２４】Ti：0.005 〜0.03％ Tiは、TiＮとして析出し、これにより組織の粗大化を防
止して溶接部の靱性を向上させる。Ti含有量が0.005 ％
未満ではこのような効果が得られない。一方、Ti含有量
が0.03％を超えると、溶接部靱性向上効果が飽和するば
かりか、過剰添加により母材靱性の低下を招く。そこ
で、本発明では、Ti含有量は0.005 ％以上0.03％以下と
限定する。 Ti: 0.005 to 0.03% Ti precipitates as TiN, thereby preventing the structure from becoming coarse and improving the toughness of the weld. 0.005% Ti content
If it is less than this, such an effect cannot be obtained. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.03%, not only the effect of improving the toughness of the welded portion is saturated, but also excessive addition causes a decrease in the base material toughness. Therefore, in the present invention, the Ti content is limited to 0.005% or more and 0.03% or less.
【００２５】sol.Al：0.015 ％以下 Alは、脱酸剤として有効な成分であるが、その脱酸効果
はSiやTi等によっても確保することができる。そのう
え、溶接部におけるＣＴＯＤ特性を満足するためにはAl
を低減することが有効であり、特に、本発明法で用いる
溶鋼のようにMoを含有する場合には、Al含有量を0.015
％以下とすることにより島状マルテンサイトの析出を顕
著に抑制することができる。そこで、本発明では、Al含
有量は0.015 ％以下と限定する。 Sol.Al : 0.015% or less Al is an effective component as a deoxidizing agent, but its deoxidizing effect can also be ensured by Si, Ti or the like. In addition, in order to satisfy the CTOD characteristics in the weld,
It is effective to reduce the Al content, particularly when Mo is contained as in the molten steel used in the method of the present invention, the Al content is reduced to 0.015.
% Or less, precipitation of island-like martensite can be significantly suppressed. Therefore, in the present invention, the Al content is limited to 0.015% or less.
【００２６】上記以外の含有成分は、基本的に、Feおよ
び不可避的不純物であるが、各種合金元素を、上述した
各成分の作用が消失しない程度に含有してもよい。The components other than those described above are basically Fe and unavoidable impurities, but may contain various alloying elements to such an extent that the effects of the above-mentioned components are not lost.
【００２７】ＶS ：0.25〜0.65％ 本発明では、さらに、式により規定される値ＶS を限
定する。この値ＶS は、連続鋳造の際におけるCuの中心
偏析を改善する指標である。式は、鋳片中に存在する
元素を、Cuの偏析を抑制する元素と促進する元素とに分
類し、分類したこれらの元素の、鋳片における偏析に対
する影響度を示すものであり、換言すると、Cuの偏析の
しやすさの程度を指数化した式である。 V S : 0.25 to 0.65% In the present invention, the value V S defined by the formula is further limited. This value V S is an index to improve the central segregation of Cu definitive during continuous casting. The formula, the elements present in the slab, are classified into elements that suppress and promote Cu segregation, and those elements that are classified, indicate the degree of influence on segregation in the slab, in other words , Is an expression that expresses the degree of ease of segregation of Cu as an index.
【００２８】すなわち、値ＶS が0.65％を超えると、連
続鋳造鋳片のCuの中心偏析を避けることができなくな
り、靱性が著しく劣化する。値ＶS が0.65％以下である
と、Cuの中心偏析が改善され、400MPa以上の降伏強さを
有する高降伏点鋼板を母材および溶接部それぞれにおけ
る靱性劣化をいずれも解消して、製造できる。しかし、
値ＶS が0.25％未満であると、必要な強度を確保するこ
とが難しくなる。そこで、本発明では、値ＶS は0.25％
以上0.65％以下と限定する。That is, when the value V S exceeds 0.65%, it becomes impossible to avoid the segregation of the center of Cu in the continuous cast slab, and the toughness is remarkably deteriorated. When the value V S is less than 0.65%, it improves center segregation of Cu, a high yield point steel sheet having the above yield strength 400MPa to eliminate any toughness deterioration in each base metal and welds can be produced . But,
When the value V S is less than 0.25%, it is difficult to ensure the necessary strength. Therefore, in the present invention, the value V S is 0.25%
Limited to at least 0.65%.
【００２９】連続鋳造 (鋳込み)以上のような組成および値ＶS を有する溶鋼
を、本実施形態では垂直未凝固曲げ型連続鋳造機により
連続鋳造する。図１は、この垂直未凝固曲げ型連続鋳造
機１により連続鋳造を行っている状況の一例を示す縦断
面図である。 Continuous Casting ( Casting ) In the present embodiment, molten steel having the above composition and value V S is continuously cast by a vertical unsolidified bending type continuous casting machine. FIG. 1 is a longitudinal sectional view showing an example of a situation in which continuous casting is performed by the vertical unsolidified bending type continuous casting machine 1.
【００３０】同図に示すように、図示しないタンディッ
シュの底部に設けられた浸漬ノズル２を介して、タンデ
ィッシュに収容された上記の組成および値ＶS を有する
溶鋼３を連続鋳造鋳型４に鋳込んで鋳片５とする。As shown in the figure, a molten steel 3 having the above-mentioned composition and the value V S contained in the tundish is poured into a continuous casting mold 4 through an immersion nozzle 2 provided at the bottom of the tundish (not shown). It is cast as a slab 5.
【００３１】(バルジング)そして、本実施形態では、こ
の鋳片５を、連続鋳造鋳型４の出口における鋳片厚さl1
よりも大きなロール間隔を有する10組のガイドロール対
６により、バルジングさせる。なお、図示例は、ガイド
ロール対６が10組である場合であるが、これはあくまで
も例示であって、１組または２組以上であればよい。(Bulging) In the present embodiment, the slab 5 is slab thickness l 1 at the outlet of the continuous casting mold 4.
The bulging is performed by ten pairs of guide rolls 6 having a larger roll distance. In the illustrated example, there are ten guide roll pairs 6, but this is merely an example, and it is sufficient that one or two or more sets are provided.
【００３２】ここで、「バルジング」とは、垂直未凝固
曲げ型連続鋳造機１を通過する時点における連続鋳造鋳
片５' の最終的な鋳片厚さl2に基づいて、通常の操業条
件を加味して逆算することにより得られる、連続鋳造鋳
型４の出口における鋳片５の厚さl1に比べて、連続鋳造
鋳型４の出口よりも下流側に設置された10組のガイドロ
ール対６により、鋳片５の厚さを (ｔmax −l1) だけ大
きくすることを意味する。[0032] Here, "bulging", based on the final slab thickness l 2 of the continuous casting slab 5 'at the time of passing through the vertical unsolidified bending type continuous casting machine 1, the normal operating conditions In comparison with the thickness l 1 of the slab 5 at the outlet of the continuous casting mold 4 obtained by back calculation taking into account the following, 10 pairs of guide roll pairs installed downstream of the outlet of the continuous casting mold 4 By 6 means that the thickness of the slab 5 is increased by (t max -l 1 ).
【００３３】このバルジングは、連続鋳造鋳型４の出口
を通過した直後の鋳片５は、表層部のみが凝固シェル5a
として凝固するとともに内部の未凝固部5bを有するた
め、鋳片５は、内部の未凝固部5bの溶鋼静圧により、膨
らもうとすることを積極的に利用するものである。In the bulging, the slab 5 immediately after passing through the outlet of the continuous casting mold 4 has a solidified shell 5a only in the surface layer.
Since the solidified material has the internal unsolidified portion 5b, the cast slab 5 positively utilizes the tendency to expand due to the molten steel static pressure of the internal unsolidified portion 5b.
【００３４】このバルジングの量は、鋳片５の厚さの10
％以上とすることが望ましい。このような大きな量でバ
ルジングさせるには、垂直未凝固曲げ型連続鋳造機１に
おいて鋳片５に大圧下を加える圧下ロール７を除いて、
鋳片５の厚さ方向のロール間隔を、通常の鋳片の厚さに
対するロール間隔よりも大きくするだけでよい。具体的
には、バルジングの量に相当する厚さ分だけ、各ロール
のロール間隔を大きくすればよい。The amount of bulging is equal to 10% of the thickness of the slab 5.
% Is desirable. In order to perform bulging with such a large amount, in the vertical unsolidified bending type continuous casting machine 1, except for the reduction roll 7 for applying a large reduction to the slab 5,
It is only necessary to make the roll interval in the thickness direction of the slab 5 larger than the roll interval for the normal slab thickness. Specifically, the roll interval between the rolls may be increased by a thickness corresponding to the amount of bulging.
【００３５】バルジングの量が、鋳片５の厚さの10％未
満であると、後述する圧下ロール７により鋳片５に大圧
下を行っても、鋳片５において、合金元素濃化湯を排除
することと、センターポロシティを圧着して減少させる
ことが、ともに不充分となる。If the amount of bulging is less than 10% of the thickness of the slab 5, even if the slab 5 is greatly reduced by the reduction roll 7 described below, the alloy element-concentrated hot water is retained in the slab 5. Elimination and crimping and reducing center porosity are both inadequate.
【００３６】バルジング量の上限は、このような観点か
らは設ける必要はないが、装置の強度上の制約等によ
り、鋳片５の厚さの25％以下とすることが望ましい。It is not necessary to set the upper limit of the bulging amount from such a viewpoint, but it is preferable that the upper limit be 25% or less of the thickness of the slab 5 due to restrictions on the strength of the apparatus.
【００３７】(大圧下)このようにしてバルジングされた
鋳片５に対して、このバルジングの量 (ｔmax −l1) に
略相当する圧下量の大圧下を、本実施形態では３組の、
圧下装置８を有する圧下ロール対７により、行うことに
より、連続鋳造鋳片５' とする。なお、図示例は、圧下
ロール対７が３組である場合であるが、これはあくまで
も例示であって、１組または２組以上であればよい。(Large reduction) In this embodiment, three sets of large reductions of the bulged cast slab 5 are substantially reduced to the amount of bulging (t max -l 1 ). ,
A continuous cast slab 5 'is obtained by performing the process using a pair of reduction rolls 7 having a reduction device 8. In the illustrated example, the number of the roll pairs 7 is three. However, this is merely an example, and one or two or more pairs may be used.
【００３８】本実施形態における「大圧下」は、公知の
各種連続鋳造機に配置された各圧下ロール対によって凝
固収縮分を補償する程度で徐々に加えられる軽圧下とは
全く異なり、３組の圧下ロール対７により一気に与えら
れ、これにより、合金元素が濃縮した未凝固部5bは排除
されて固相のみとされ、センターポロシティが解消され
る。The "large reduction" in the present embodiment is completely different from the light reduction gradually applied to the extent that the solidification shrinkage is compensated by each reduction roll pair arranged in various known continuous casting machines. The unsolidified portion 5b, in which the alloy elements are concentrated, is removed by the pressing roll pair 7 at a stretch, thereby leaving only the solid phase and eliminating the center porosity.
【００３９】この大圧下は、未凝固部5bが圧下時の鋳片
厚さの3.0 〜30.0％程度存在する時に、行うことが望ま
しく、未凝固部5bの凝固が完了してから大圧下を加えて
も上記の効果は得られない。また、大圧下時に鋳片両面
に位置する凝固シェル5a、5aの固相の合計厚さが目標と
する連続鋳造鋳片５' の厚さl2を超えてはならず、凝固
シェル5a、5aの両面の合計厚さが目標とする連続鋳造鋳
片５' の厚さl2か、それよりも薄いことが望ましい。This large reduction is desirably performed when the unsolidified portion 5b is present at about 3.0 to 30.0% of the thickness of the slab at the time of reduction. After the solidification of the unsolidified portion 5b is completed, the large reduction is applied. However, the above effects cannot be obtained. Further, the solidified shell 5a located slab sided when a large pressure must not exceed a thickness l 2 of the continuous casting slab 5 'to the total thickness of 5a of the solid phase is a target, the solidified shell 5a, 5a of both surfaces of the total thickness of the thickness l 2 of the continuous casting slab 5 'to the target, thin it is more desirable than that.
【００４０】この大圧下の圧下量は、20〜50mmとするこ
とが望ましい。圧下量が20mm未満では未凝固湯の排出が
不充分となり、一方、50mmを超える圧下を、通常の連続
鋳造装置に設けられた圧下ロールで実施することは難し
いからである。また、この大圧下の圧下率、すなわち
(大圧下前の鋳片厚さｔmax −大圧下後の鋳片厚さl2)/
（大圧下前の鋳片厚さｔmax ) は、10〜50％の範囲とす
ることが望ましい。このようにして、連続鋳造鋳片５'
が得られる。It is desirable that the amount of reduction under this large reduction be 20 to 50 mm. If the amount of reduction is less than 20 mm, the discharge of the unsolidified hot water is insufficient, and on the other hand, it is difficult to perform the reduction of more than 50 mm with a reduction roll provided in a usual continuous casting apparatus. Also, the rolling reduction under this large rolling, that is,
(Large pressure before the slab thickness t max - slab thickness l 2 after the large pressure) /
(The thickness t max of the slab before the large reduction) is preferably in the range of 10 to 50%. Thus, the continuous cast slab 5 ′
Is obtained.
【００４１】製造条件 (熱間圧延)本発明では、このようにして製造した連続鋳
造鋳片を950 〜1250℃の温度域に加熱して、熱間圧延を
行う。 Manufacturing Conditions (Hot Rolling) In the present invention, the continuously cast slab thus manufactured is heated to a temperature range of 950 to 1250 ° C. to perform hot rolling.
【００４２】加熱温度が950 ℃未満の場合にはNbが充分
にマトリックスに固溶しないため、後続して行われる熱
間圧延においてオーステナイトの再結晶を抑制すること
ができず、組織の微細化が不充分となる。一方、加熱温
度が1250℃を超えると連続鋳造鋳片の加熱時にオーステ
ナイト結晶粒が粗大化し、板厚中心部だけでなく母材全
体の靱性が低下する。そこで、本発明では、連続鋳造鋳
片の加熱温度は950 ℃以上1250℃以下に限定する。If the heating temperature is lower than 950 ° C., since Nb does not sufficiently dissolve in the matrix, recrystallization of austenite cannot be suppressed in the subsequent hot rolling, and the structure becomes finer. Insufficient. On the other hand, when the heating temperature exceeds 1250 ° C., the austenite crystal grains become coarse when the continuous cast slab is heated, and the toughness of not only the central portion of the sheet thickness but also the entire base material is reduced. Therefore, in the present invention, the heating temperature of the continuous cast slab is limited to 950 ° C. or more and 1250 ° C. or less.
【００４３】熱間圧延の条件は、特に限定を要さない
が、熱間圧延の圧延終了温度は、７００℃以上とするこ
とが望ましい。圧延終了温度が７００ ℃未満である
と、鋼の変形抵抗が上昇するため、熱間圧延後の鋼板の
形状を目標の形状に仕上げ難くなるとともに、後述する
水冷開始温度を確保し難くなるからである。The conditions for the hot rolling are not particularly limited, but it is desirable that the rolling end temperature of the hot rolling be 700 ° C. or higher. If the rolling end temperature is less than 700 ° C., the deformation resistance of the steel increases, so that it becomes difficult to finish the shape of the steel sheet after hot rolling to a target shape, and it becomes difficult to secure a water cooling start temperature described later. is there.
【００４４】(冷却)熱間圧延を終了した後に、700 ℃以
上から１〜50℃/secの冷却速度で450 ℃以下にまで冷却
する。(Cooling) After the completion of the hot rolling, the steel sheet is cooled from 700 ° C. or more to 450 ° C. or less at a cooling rate of 1 to 50 ° C./sec.
【００４５】冷却開始温度が700 ℃未満であると、圧延
終了時から冷却開始時までの間に時間が経過し、鋼によ
っては冷却時に焼き入れ性が低下し、その後のCuによる
時効硬化でも強度を確保することができない。そこで、
本発明では、冷却開始温度を700 ℃以上と限定する。If the cooling start temperature is less than 700 ° C., time elapses from the end of rolling to the start of cooling, and depending on the steel, the hardenability at the time of cooling is reduced, and the strength is not increased even after age hardening with Cu. Can not be secured. Therefore,
In the present invention, the cooling start temperature is limited to 700 ° C. or higher.
【００４６】この冷却における平均の冷却速度が１℃/s
ec未満であると、粗大な炭化物を伴う上部ベイナイト組
織等が生成し易いので、特に鋼板の中心部の降伏強さが
400MPa以上であるというような良好な強度を確保するこ
とができない。一方、冷却速度が50℃/secを超えると、
鋼板の表層部近傍で焼きが入り易いために表層の靱性が
低下することがある。そこで、本発明では、700 ℃以上
の温度域から450 ℃以下の温度域までの平均冷却速度
を、１℃/sec以上50℃/sec以下と限定する。The average cooling rate in this cooling is 1 ° C./s
If it is less than ec, the upper bainite structure with coarse carbides and the like are likely to be generated.
A good strength such as 400 MPa or more cannot be secured. On the other hand, if the cooling rate exceeds 50 ° C / sec,
The toughness of the surface layer may be reduced due to easy burning in the vicinity of the surface layer portion of the steel sheet. Therefore, in the present invention, the average cooling rate from a temperature range of 700 ° C. or more to a temperature range of 450 ° C. or less is limited to 1 ° C./sec to 50 ° C./sec.
【００４７】この冷却における冷却停止温度が450 ℃を
超えると、鋼板の中心部のみならず表層部においても、
マルテンサイトあるいは下部ベイナイト等の生成が不充
分になるので強度を確保することができない。そこで、
本発明では、冷却停止温度は450 ℃以下と限定する。If the cooling stop temperature in this cooling exceeds 450 ° C., not only in the central part but also in the surface part of the steel sheet,
Since the formation of martensite or lower bainite becomes insufficient, the strength cannot be ensured. Therefore,
In the present invention, the cooling stop temperature is limited to 450 ° C. or less.
【００４８】(焼き戻し)このようにして、冷却を停止し
た後に、400 〜650 ℃の温度域で焼き戻しを行て、Cuを
析出させる。焼き戻し温度が400 ℃未満であると、Cuの
析出が不充分となって所望の強度が得られない。一方、
焼き戻し温度が650 ℃を超えると、著しい軟化を生じ、
所望の強度が得られない。そこで、本発明では、焼き戻
し温度は、400 ℃以上650 ℃以下と限定する。(Tempering) In this way, after cooling is stopped, tempering is performed in a temperature range of 400 to 650 ° C. to precipitate Cu. If the tempering temperature is lower than 400 ° C., the precipitation of Cu becomes insufficient and the desired strength cannot be obtained. on the other hand,
If the tempering temperature exceeds 650 ℃, significant softening occurs,
The desired strength cannot be obtained. Therefore, in the present invention, the tempering temperature is limited to 400 ° C. or more and 650 ° C. or less.
【００４９】このようにして、Ｃ：0.03〜0.10％、Si：
0.010 〜0.5 ％、Mn：0.3 〜2.0 ％、Ｐ：0.03％以下、
Ｓ：0.02％以下、Cu：0.7 〜1.5 ％、Ni：0.3 〜1.5
％、Mo：0.05〜0.3 ％、Nb：0.005 〜0.03％、Ti：0.00
5 〜0.03％、およびsol.Al：0.015 ％以下を有する鋼組
成を有し、式により規定される値ＶS が0.25〜0.65％
である溶接部靱性および低温靱性が優れた高降伏点鋼板
が得られる。この高降伏点鋼板は、400MPa以上の降伏強
さを有する。また、この高降伏点鋼板は、鋼板の中心部
のみならず表層部においても、焼き戻しマルテンサイト
あるいは下部ベイナイトを有する。Thus, C: 0.03 to 0.10%, Si:
0.010 to 0.5%, Mn: 0.3 to 2.0%, P: 0.03% or less,
S: 0.02% or less, Cu: 0.7 to 1.5%, Ni: 0.3 to 1.5
%, Mo: 0.05 to 0.3%, Nb: 0.005 to 0.03%, Ti: 0.00
5 to 0.03%, and sol. Al: having a steel composition having not more than 0.015%, the value V S defined by the formula being 0.25 to 0.65%
Thus, a high yield point steel sheet having excellent weld toughness and low-temperature toughness can be obtained. This high yield point steel sheet has a yield strength of 400 MPa or more. In addition, the high yield point steel sheet has tempered martensite or lower bainite not only in the central part but also in the surface layer of the steel sheet.
【００５０】このように、本発明にかかる高降伏点鋼板
では、上記の鋼組成を有するとともに上記の値ＶS を有
するため、連続鋳造の際の鋳片の中心部におけるCuの偏
析が抑制される。この値ＶS を0.65以下とすることによ
り、Cu含有量が 0.7〜1.5 ％の高Cu添加鋼を連続鋳造法
によって製造する場合であっても、Cuの中心偏析が少な
い連続鋳造鋳片を得ることができる。As described above, since the high yield point steel sheet according to the present invention has the above-mentioned steel composition and the above-mentioned value V S , segregation of Cu at the center of the slab during continuous casting is suppressed. You. By this value V S and 0.65 or less, even when the Cu content is produced by a continuous casting method from 0.7 to 1.5 percent of a high Cu added steel, to obtain a center segregation is small continuous casting slab of Cu be able to.
【００５１】本発明にかかる高降伏点鋼板は、Cuの中心
偏析が軽微な連続鋳造鋳片を用いて、上記の条件で製造
する。したがって、本発明の目標である降伏強さYSが40
0MPa以上である高降伏点鋼板を、商業規模の生産であっ
ても確実に製造することができる。The high-yield-point steel sheet according to the present invention is manufactured under the above-mentioned conditions using a continuously cast slab in which the center segregation of Cu is slight. Therefore, the yield strength YS of the present invention is 40
High-yield-point steel sheets having a pressure of 0 MPa or more can be reliably manufactured even in production on a commercial scale.
【００５２】また、本発明にかかる高降伏点鋼板は、高
降伏点であると同時にＶノッチシャルピ衝撃試験におい
て−80℃における板厚中心部の衝撃エネルギが47Ｊ以上
であって低温靱性も優れる。さらに、入熱が１〜５KJ/m
m という小入熱時のサブマージアーク溶接部で溶接熱影
響部(HAZ) の脆性破壊特性は、−40℃でのＣＴＯＤ値が
0.38mm以上であり、極めて優れる。Further, the high yield point steel sheet according to the present invention has a high yield point and an impact energy at -80 ° C. at the center of the sheet thickness of −47 ° C. or more in a V-notch Charpy impact test and is excellent in low-temperature toughness. Furthermore, heat input is 1-5KJ / m
m, the brittle fracture characteristics of the HAZ in the submerged arc welded part with a small heat input are CTOD values at -40 ° C.
0.38mm or more, extremely excellent.
【００５３】[0053]
【実施例】さらに、本発明を実施例を参照しながら、よ
り具体的に説明する。表１に示す鋼組成を有する溶鋼に
対して、図１を参照しながら説明した連続鋳造方法によ
り、幅2000mm、厚さ200mm の連続鋳造鋳片を、25種製造
した。EXAMPLES The present invention will be described more specifically with reference to examples. For the molten steel having the steel composition shown in Table 1, 25 continuous cast slabs having a width of 2000 mm and a thickness of 200 mm were produced by the continuous casting method described with reference to FIG.
【００５４】これら25種の連続鋳造鋳片に対して、表２
に示す条件で、加熱、熱間圧延、水冷および焼き戻しを
行って、表２に示す板厚の熱延鋼板を25種製造して、試
料とした。なお、表３には、各試料に関する連続鋳造条
件をまとめて示す。Table 2 shows these 25 types of continuous cast slabs.
Under the conditions shown in Table 2, heating, hot rolling, water cooling and tempering were performed to produce 25 types of hot-rolled steel sheets having the sheet thicknesses shown in Table 2 and used as samples. Table 3 summarizes the continuous casting conditions for each sample.
【００５５】溶接部は、各試料に対してＫ又はレ開先の
SAW 入熱３KJ/mm を行うことにより作成した。そして、
垂直溶け込み側の接合部から、英国規格5762に規定され
た３点曲げのＣＴＯＤ試験片を採取し、−40℃でＣＴＯ
Ｄ試験を行い、限界ＣＴＯＤ値(mm)を求めた。また、母
材はt/2 −Ｃ方向での引張・シャルピー試験で評価し
た。結果を表２にまとめて示す。[0055] The welded portion is K or grooved for each sample.
It was created by performing SAW heat input of 3 KJ / mm. And
From the joint at the vertical penetration side, a three-point bent CTOD test piece specified in British Standard 5762 was taken and subjected to CTO at -40 ° C.
A D test was performed to determine a limit CTOD value (mm). The base material was evaluated by a tensile / Charpy test in the t / 2-C direction. The results are summarized in Table 2.
【００５６】[0056]
【表１】 [Table 1]
【００５７】[0057]
【表２】 [Table 2]
【００５８】[0058]
【表３】 [Table 3]
【００５９】表１および表２において、試料No.1〜試料
No.10 は本発明例であり、試料No.11 〜試料No.25 は比
較例である。試料No.1〜試料No.10 は、いずれも、降伏
強さ400MPa以上であり、−80℃における板厚中心部の衝
撃エネルギが47Ｊ以上であり、さらに、−40℃でのＣＴ
ＯＤ値が0.38mm以上である。そのため、厳しい低温環境
下で使用される大型溶接構造物において溶接を行われて
使用される鋼材として、好適であることがわかる。In Tables 1 and 2, Sample Nos. 1 to
No. 10 is an example of the present invention, and samples No. 11 to 25 are comparative examples. Sample No. 1 to Sample No. 10 each had a yield strength of 400 MPa or more, an impact energy at the center of the thickness at -80 ° C. of 47 J or more, and a CT at −40 ° C.
OD value is 0.38 mm or more. Therefore, it turns out that it is suitable as a steel material used after being welded in a large-sized welded structure used in a severe low-temperature environment.
【００６０】試料No.11 は、Ｃ含有量、Mn含有量、Ni含
有量および値ＶS がいずれも本発明の下限を下回るた
め、降伏強さおよび低温靱性がともに不足する。試料N
o.12 は、Si含有量およびCu含有量がともに本発明の下
限を下回るとともに、Mo含有量が本発明の上限を上回る
ため、降伏強さおよび溶接部靱性がともに不足する。[0060] Sample No.11 is, C content, Mn content, since the Ni content and the value V S is less than the lower of either the present invention, yield strength and low temperature toughness is insufficient both. Sample N
In the case of o.12, both the Si content and the Cu content were below the lower limit of the present invention, and the Mo content exceeded the upper limit of the present invention, so that both the yield strength and the weld toughness were insufficient.
【００６１】試料No.13 は、Nb含有量およびTi含有量が
ともに本発明の下限を下回るため、低温靱性および溶接
部靱性がともに不足する。試料No.14 は、Nb含有量、Ti
含有量およびsol.Al含有量がいずれも本発明の上限を上
回るため、低温靱性および溶接部靱性がともに不足す
る。In sample No. 13, since both the Nb content and the Ti content are below the lower limits of the present invention, both the low-temperature toughness and the weld toughness are insufficient. Sample No. 14 has Nb content, Ti
Since both the content and the sol.Al content exceed the upper limits of the present invention, both low-temperature toughness and weld toughness are insufficient.
【００６２】試料No.15 は、Ni含有量が本発明の上限を
上回るとともにMo含有量が本発明の下限を下回るため、
降伏強さが不足する。試料No.16 は、Mn含有量およびCu
含有量がともに本発明の上限を上回るため、溶接部靱性
が不足する。In Sample No. 15, the Ni content exceeded the upper limit of the present invention and the Mo content was lower than the lower limit of the present invention.
Insufficient yield strength. Sample No. 16 has Mn content and Cu
Since both contents exceed the upper limit of the present invention, the toughness of the weld is insufficient.
【００６３】試料No.17 は、Ｃ含有量およびSi含有量が
ともに本発明の上限を上回るため、溶接部靱性が不足す
る。試料No.18 は、Ｐ含有量およびＳ含有量がともに本
発明の上限を上回るため、溶接部靱性が不足する。In sample No. 17, the C content and the Si content both exceeded the upper limits of the present invention, and thus the weld toughness was insufficient. In sample No. 18, since the P content and the S content both exceed the upper limits of the present invention, the weld toughness is insufficient.
【００６４】試料No.19 は、値ＶS が本発明の上限を上
回るため、低温靱性および溶接部靱性がともに不足す
る。試料No.20 は、連続鋳造の際にバルジングおよび大
圧下を行っていないため、低温靱性および溶接部靱性が
ともに不足する。In sample No. 19, since the value V S exceeds the upper limit of the present invention, both low-temperature toughness and weld toughness are insufficient. In sample No. 20, both low temperature toughness and weld toughness are insufficient because bulging and large reduction were not performed during continuous casting.
【００６５】試料No.21 は、焼き戻し温度が本発明の上
限を上回るため、降伏強さが不足する。試料No.22 は、
焼き戻し温度が本発明の下限を下回るため、降伏強さが
不足する。Sample No. 21 has insufficient yield strength because the tempering temperature exceeds the upper limit of the present invention. Sample No.22
Since the tempering temperature is lower than the lower limit of the present invention, the yield strength is insufficient.
【００６６】試料No.23 は、冷却速度が本発明の上限を
上回るため、低温靱性が不足する。試料No.24 は、加熱
温度が本発明の上限を上回るとともに、圧延仕上げ温
度、水冷開始温度および冷却速度がいずれも本発明の下
限を下回るため、降伏強さおよび低温靱性がともに不足
する。Sample No. 23 has insufficient low-temperature toughness because the cooling rate exceeds the upper limit of the present invention. In Sample No. 24, the heating temperature exceeds the upper limit of the present invention, and the rolling finish temperature, the water cooling start temperature, and the cooling rate are all lower than the lower limits of the present invention, so that both the yield strength and the low-temperature toughness are insufficient.
【００６７】さらに、試料No.25 は、加熱温度が本発明
の下限を下回るとともに、水冷停止温度が本発明の上限
を上回るため、降伏強さおよび低温靱性がともに不足す
る。Further, in Sample No. 25, since the heating temperature is lower than the lower limit of the present invention and the water cooling stop temperature is higher than the upper limit of the present invention, both the yield strength and the low temperature toughness are insufficient.
【００６８】[0068]
【変形形態】以上の実施形態および実施例の説明では、
鋼材が鋼板である場合を例にとったが、本発明はかかる
態様に限定されるものではなく、鋼管等の鋼板以外の鋼
材についても、同様に適用される。[Modification] In the above description of the embodiments and examples,
Although the case where the steel material is a steel plate is taken as an example, the present invention is not limited to such an embodiment, and is similarly applied to steel materials other than the steel plate such as a steel pipe.
【００６９】[0069]
【発明の効果】以上詳細に説明したように、本発明によ
り、中心部におけるCuの偏析が軽微であり、かつ降伏強
さが400PMa以上である溶接部靱性の優れた高降伏点鋼材
およびその製造方法を提供することが可能となった。か
かる効果を有する本発明の意義は、極めて著しい。As described in detail above, according to the present invention, a high yield point steel material having excellent weld toughness, in which the segregation of Cu in the central portion is slight and the yield strength is 400 PMa or more, and the production thereof. It became possible to provide a method. The significance of the present invention having such an effect is extremely remarkable.
【図１】垂直未凝固曲げ型連続鋳造機により連続鋳造を
行っている状況の一例を示す縦断面図である。FIG. 1 is a longitudinal sectional view showing an example of a situation where continuous casting is performed by a vertical unsolidified bending type continuous casting machine.
１ 垂直未凝固曲げ型連続鋳造機 ３ 溶鋼 ４ 連続鋳造鋳型 ５ 鋳片 ５' 連続鋳造鋳片 ６ ガイドロール対 ７ 圧下ロール DESCRIPTION OF SYMBOLS 1 Vertical unsolidified bending type continuous casting machine 3 Molten steel 4 Continuous casting mold 5 Slab 5 'Continuous casting slab 6 Guide roll pair 7 Reduction roll
フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 38/16 Ｃ２２Ｃ 38/16 Ｆターム(参考） 4E004 MC07 NC01 4K032 AA01 AA04 AA05 AA14 AA15 AA16 AA17 AA19 AA22 AA23 AA24 AA27 AA29 AA31 AA35 CA01 CA02 CA03 CD02 CD03 CF01 CF02 Continued on the front page (51) Int.Cl. 7 Identification code FI Theme coat II (reference) C22C 38/16 C22C 38/16 F term (reference) 4E004 MC07 NC01 4K032 AA01 AA04 AA05 AA14 AA15 AA16 AA17 AA19 AA22 AA23 AA24 AA27 AA29 AA31 AA35 CA01 CA02 CA03 CD02 CD03 CF01 CF02
Claims (2)
0 〜0.5 ％、Mn：0.3 〜2.0 ％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：
0.02％以下、Cu：0.7 〜1.5 ％、Ni：0.3 〜1.5 ％、M
o：0.05〜0.3 ％、Nb：0.005 〜0.03％、Ti：0.005 〜
0.03％、およびsol.Al：0.015 ％以下を有する鋼組成を
有し、下記式により規定される値ＶS が0.25〜0.65％で
あることを特徴とする、400MPa以上の降伏強さを有する
溶接部靱性と低温靱性が優れた高降伏点鋼材。 ＶS ＝C(%)+(Mn(%)/5)+5P(%)-(Ni(%)/10)-(Mo(%)/10)+
(Cu(%)/10)C .: 0.03 to 0.10% by weight, Si: 0.01% by weight
0 to 0.5%, Mn: 0.3 to 2.0%, P: 0.03% or less, S:
0.02% or less, Cu: 0.7 to 1.5%, Ni: 0.3 to 1.5%, M
o: 0.05 to 0.3%, Nb: 0.005 to 0.03%, Ti: 0.005 to
Welding having a yield strength of 400 MPa or more, characterized by having a steel composition having 0.03% and sol.Al: 0.015% or less, and having a value V S defined by the following formula of 0.25 to 0.65%. High yield point steel with excellent toughness and low temperature toughness. V S = C (%) + (Mn (%) / 5) + 5P (%)-(Ni (%) / 10)-(Mo (%) / 10) +
(Cu (%) / 10)
S を有する溶鋼を連続鋳造鋳型に鋳込んで鋳片とし、当
該鋳片を、前記連続鋳造鋳型の出口における鋳片厚さよ
りも大きなロール間隔を有する１組または複数組のガイ
ドロール対を用いてバルジングさせた後に、当該バルジ
ングの量に略相当する圧下量の大圧下を行って連続鋳造
鋳片とし、当該連続鋳造鋳片を950 〜1250℃の温度域に
加熱して熱間圧延を行い、700 ℃以上から１〜50℃/sec
の冷却速度で450 ℃以下の温度域まで冷却し、その後に
400 〜650 ℃の温度域で焼き戻しを行うことを特徴とす
る、400MPa以上の降伏強さを有する溶接部靱性と低温靱
性が優れた高降伏点鋼材の製造方法。 ＶS ＝C(%)+(Mn(%)/5)+5P(%)-(Ni(%)/10)-(Mo(%)/10)+
(Cu(%)/10)2. The steel composition and the value V according to claim 1.
The molten steel having S is cast into a continuous casting mold to form a slab, and the slab is formed using one or a plurality of guide roll pairs having a roll interval larger than a slab thickness at an outlet of the continuous casting mold. After bulging, a large reduction of a rolling amount substantially corresponding to the amount of the bulging is performed to obtain a continuous cast slab, and the continuous cast slab is heated to a temperature range of 950 to 1250 ° C. and hot-rolled. 700 ° C or higher to 1-50 ° C / sec
At a cooling rate of 450 ° C or less, and then
A method for producing a high yield point steel material having excellent weld toughness and low temperature toughness having a yield strength of 400 MPa or more, characterized by performing tempering in a temperature range of 400 to 650 ° C. V S = C (%) + (Mn (%) / 5) + 5P (%)-(Ni (%) / 10)-(Mo (%) / 10) +
(Cu (%) / 10)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10213043A JP2000045045A (en) | 1998-07-28 | 1998-07-28 | High yield point steel excellent in weld zone toughness and low temperature toughness and its production |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10213043A JP2000045045A (en) | 1998-07-28 | 1998-07-28 | High yield point steel excellent in weld zone toughness and low temperature toughness and its production |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000045045A true JP2000045045A (en) | 2000-02-15 |
Family
ID=16632580
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10213043A Pending JP2000045045A (en) | 1998-07-28 | 1998-07-28 | High yield point steel excellent in weld zone toughness and low temperature toughness and its production |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000045045A (en) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100392132C (en) * | 2005-03-30 | 2008-06-04 | 宝山钢铁股份有限公司 | Steel for low temperature and high tenacity structure use and its production method |
| JP2010202949A (en) * | 2009-03-05 | 2010-09-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Method for manufacturing steel material for line-pipe |
| WO2016174020A1 (en) * | 2015-04-30 | 2016-11-03 | Salzgitter Flachstahl Gmbh | Method of producing a hot or cold strip from a steel having increased copper content |
-
1998
- 1998-07-28 JP JP10213043A patent/JP2000045045A/en active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100392132C (en) * | 2005-03-30 | 2008-06-04 | 宝山钢铁股份有限公司 | Steel for low temperature and high tenacity structure use and its production method |
| JP2010202949A (en) * | 2009-03-05 | 2010-09-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Method for manufacturing steel material for line-pipe |
| WO2016174020A1 (en) * | 2015-04-30 | 2016-11-03 | Salzgitter Flachstahl Gmbh | Method of producing a hot or cold strip from a steel having increased copper content |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP2729590B1 (en) | Hot-rolled high-strength steel strip with improved haz-softening resistance and method of producing said steel | |
| TWI463019B (en) | High strength hot-rolled steel sheet having excellent stretch-flange formability and method for manufacturing the same | |
| JP5434145B2 (en) | Structural high-strength thick steel plate with excellent brittle crack propagation stopping characteristics and method for producing the same | |
| US20110271733A1 (en) | Method for manufacturing high strength hot rolled steel sheet | |
| WO1994022606A1 (en) | Wear- and seizure-resistant roll for hot rolling | |
| JP3344308B2 (en) | Ultra-high-strength steel sheet for linepipe and its manufacturing method | |
| JP2001123245A (en) | High toughness and high tensile strength steel excellent in weld zone toughness and producing method therefor | |
| WO2013044640A1 (en) | Steel plate with low yield ratio high toughness and manufacturing method thereof | |
| JP2014505172A (en) | Manufacturing method of hot rolled flat steel products | |
| US20170326628A1 (en) | Lean duplex stainless steel and method for producing the same | |
| WO2013044641A1 (en) | High-strength and high-toughness steel plate with yield strength being 700 mpa and manufacturing method thereof | |
| JP2008045174A (en) | High-strength thick steel plate for structural purpose having excellent brittle crack propagation property and its production method | |
| CN114318159B (en) | 345 MPa-grade container steel plate with hydrogen induced cracking resistance and preparation method thereof | |
| JP6245352B2 (en) | High-tensile steel plate and manufacturing method thereof | |
| JP4207334B2 (en) | High-strength steel sheet with excellent weldability and stress corrosion cracking resistance and method for producing the same | |
| JP6131833B2 (en) | Method for continuous casting of Ti deoxidized steel | |
| CN106661693B (en) | The excellent cold-rolled steel sheet of spot weldability and its manufacturing method | |
| JP5708349B2 (en) | Steel with excellent weld heat affected zone toughness | |
| WO2021136355A1 (en) | Low-silicon and low-carbon equivalent gpa grade multi-phase steel plate/steel strip and manufacturing method therefor | |
| JP2000045045A (en) | High yield point steel excellent in weld zone toughness and low temperature toughness and its production | |
| JPWO2019050010A1 (en) | Steel sheet and manufacturing method thereof | |
| JPS625216B2 (en) | ||
| JP6179609B2 (en) | Manufacturing method of thick high-strength steel sheet with excellent cold workability | |
| KR100856306B1 (en) | Ferritic stainless steel having excellent low temperature formability of welded zone | |
| JP7207199B2 (en) | Steel material and its manufacturing method |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20040323 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20040520 |
|
| A911 | Transfer of reconsideration by examiner before appeal (zenchi) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A911 Effective date: 20040615 |
|
| A912 | Removal of reconsideration by examiner before appeal (zenchi) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A912 Effective date: 20040716 |