JP2008013812A - High toughness and high tensile strength thick steel plate and its production method - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、船舶、海洋構造物、橋梁、建築物、タンク等の溶接鋼構造物用として好適な高張力厚鋼板に係り、とくに靭性の改善に関する。なお、ここでいう「高張力厚鋼板」とは、板厚：10mm以上で、引張強さ：490MPa以上を有する鋼板をいうものとする。 The present invention relates to a high-tensile steel plate suitable for use in welded steel structures such as ships, offshore structures, bridges, buildings, tanks, and the like, and more particularly to improvement of toughness. The “high-tensile thick steel plate” here refers to a steel plate having a thickness of 10 mm or more and a tensile strength of 490 MPa or more.
従来から、高強度で高靭性の鋼板を目標として、強度、靭性の向上方法について種々の研究が行われてきた。そして、強度と靭性をともに向上させるには、結晶粒の微細化が有効であることが知られている。結晶粒微細化の手法として、工業的に広く利用されているものに加工熱処理（TMCP：Thermo-Mechanical Control Process）がある。例えばフェライトを主体とする組織においては、TMCPを適用することにより比較的容易に、平均粒径：５μm程度までの結晶粒の微細化が達成されている。 Conventionally, various studies have been conducted on methods for improving strength and toughness with the aim of a steel plate having high strength and high toughness. In order to improve both strength and toughness, it is known that refinement of crystal grains is effective. One of the methods for refining crystal grains is industrial heat treatment (TMCP: Thermo-Mechanical Control Process). For example, in a structure mainly composed of ferrite, refinement of crystal grains up to an average grain size of about 5 μm is achieved relatively easily by applying TMCP.
最近、強度、靭性の更なる向上を目的として、結晶粒の更なる微細化方法が追求されている。そして、フェライト結晶粒径を２μm前後までの微細化が可能であるとする種々の方法が提案されている。これらを大別すると、
（１）オーステナイト（γ）からフェライト（α）ヘの変態を利用する方法、
（２）フェライト（α）の再結晶を利用する方法
に分類できる。
Recently, a method for further refinement of crystal grains has been pursued for the purpose of further improving strength and toughness. Various methods have been proposed in which the ferrite crystal grain size can be reduced to about 2 μm. When these are roughly divided,
(1) A method utilizing the transformation from austenite (γ) to ferrite (α),
(2) The method can be classified into methods using recrystallization of ferrite (α).
（１）のγからαヘの変態を利用する方法は、準安定γ域から（γ＋α）二相域の温度域で、大圧下加工を加え、γ→α変態後に、２μm前後以下の微細フェライト粒と第二相粒からなる組織を得ようとする方法である。一方、（２）のαの再結晶を利用する方法（以下、「フェライト連続再結晶法」ともいう）は、α温度域で加工を行い、αの連続再結晶を利用して、２μm前後以下の微細フェライト粒からなる組織を得ようとする方法である。このフェライト連続再結晶法では、累積圧下効果を利用できるため、小圧下多パス圧延が可能となる。また変態を利用しないため、冷却による組織の不均一を生ずることがないという利点もある。小圧下多パス圧延は、厚鋼板の安定製造に最も適していると考えられる。 The method of using the transformation from γ to α in (1) is a fine ferrite of around 2 μm or less after the γ → α transformation by applying large rolling in the temperature range from the metastable γ region to the (γ + α) two-phase region. This is a method for obtaining a structure composed of grains and second phase grains. On the other hand, in the method (2) using α recrystallization (hereinafter also referred to as “ferrite continuous recrystallization method”), the processing is performed in the α temperature range, and α continuous recrystallization is used. It is a method of trying to obtain the structure | tissue which consists of this fine ferrite grain. In this ferrite continuous recrystallization method, since the cumulative reduction effect can be used, small reduction multi-pass rolling becomes possible. Further, since transformation is not used, there is an advantage that non-uniform structure due to cooling does not occur. Small-pass multipass rolling is considered to be most suitable for stable production of thick steel plates.
このフェライト連続再結晶は、新しい粒の核生成・成長による従来の不連続再結晶とは異なり、回復により生じる小傾角粒界で囲まれたサブグレインが、歪の増大とともに大傾角化して、大角粒界に囲まれた粒となる、というメカニズムによる。このため、フェライト粒径は、温度と歪速度の関数である、Zener−Hollomonパラメータで一義的に決まり、歪を与えるほど連続再結晶が促進され、超微細粒を形成する領域が増加することになる。 This continuous recrystallization of ferrite differs from conventional discontinuous recrystallization by nucleation and growth of new grains, and the subgrains surrounded by the low-angle grain boundaries caused by recovery become larger and larger angles with increasing strain. This is due to the mechanism of grains surrounded by grain boundaries. For this reason, the ferrite grain size is uniquely determined by the Zener-Hollomon parameter, which is a function of temperature and strain rate, and the continuous recrystallization is promoted as the strain is applied, and the region where ultrafine grains are formed increases. Become.
このようなフェライト連続再結晶法を利用し、結晶粒を微細化した鋼材の製造方法については、すでに、多くの提案が成されている。例えば特許文献１には、Ｃ：0.03〜0.45％、Si：0.01〜0.50％、Mn：0.02〜5.0％、Al：0.001〜0.1％を含有する鋼片を、鋳造後室温まで冷却しその後再加熱するか、あるいは鋳造後冷却することなく、予備的な熱間加工を行うかまたは予備的な熱間加工を行わずに、一度600℃〜室温までの温度域に冷却したのち、700〜500℃の温度域に加熱し、該温度域で１パスまたはパス間時間を20ｓ以内とする２パス以上の加工を歪速度0.1〜20／ｓ、総歪量0.8〜５となる条件で行い、放冷する、靭性に優れた高張力鋼の製造方法が提案されている。特許文献１に記載された技術によれば、フェライトの動的再結晶により結晶粒を１μm以下に微細化でき、靭性に優れた高張力鋼材を安価に提供できるとしている。 Many proposals have already been made for a method for producing a steel material in which crystal grains are refined using such a continuous ferrite recrystallization method. For example, in Patent Document 1, a steel slab containing C: 0.03-0.45%, Si: 0.01-0.50%, Mn: 0.02-5.0%, Al: 0.001-0.1% is cooled to room temperature after casting and then reheated. Or after pre-casting without cooling after casting or without preliminary hot-working, after cooling to a temperature range from 600 ° C to room temperature, then 700-500 ° C Heating to a temperature range of 1 and performing processing of 2 passes or more within the temperature range so that the time between passes or within 20 s is within a strain rate of 0.1 to 20 / s and a total strain amount of 0.8 to 5, and left to cool. A method for producing high-tensile steel having excellent toughness has been proposed. According to the technique described in Patent Document 1, the crystal grains can be refined to 1 μm or less by dynamic recrystallization of ferrite, and a high-tensile steel material excellent in toughness can be provided at low cost.
また、特許文献２には、Ｃ：0.05〜0.30mass％を含む鋼に、累積歪75％以上、かつ最終10％以上の圧延を650℃以下の温度で行い、粒径2.5μm以下のフェライトと粒状炭化物からなる組織を有し、粒状炭化物の体積率（％）と直径（μm）との比が８以上となる高強度超微細組織鋼の製造方法が提案されている。特許文献２に記載された技術によれば、引張強さ650MPa以上の高強度を有するとともに、超微細粒に特有の均一伸びの低下を抑制することができ、強度・均一伸びバランス、強度・靭性バランスに優れた鋼板が得られるとしている。 Patent Document 2 discloses that steel containing C: 0.05 to 0.30 mass% is rolled with a cumulative strain of 75% or more and a final 10% or more at a temperature of 650 ° C. or less, and a ferrite having a grain size of 2.5 μm or less. There has been proposed a manufacturing method of high-strength ultra-fine structure steel having a structure made of granular carbides and having a ratio of the volume ratio (%) to the diameter (μm) of the granular carbides of 8 or more. According to the technique described in Patent Document 2, it has high strength of 650 MPa or more in tensile strength, and can suppress a decrease in uniform elongation unique to ultrafine particles, and can provide strength / uniform elongation balance, strength / toughness. It is said that a steel plate with excellent balance can be obtained.
また、特許文献３には、鋼材に、350〜750℃の温度範囲において、板厚方向、板幅方向、板長手方向の累積圧下歪εT、εW、εLのうち、少なくとも２つが0.3以上であり、かつ総累積圧下歪εT＋εW＋εLが1.8以上となる多方向圧下温間多パス圧延を行なう超微細粒組織を有する厚鋼板の製造方法が提案されている。特許文献３に記載された技術によれば、多方向で温間圧延を行うことにより、フェライトの連続再結晶が促進され、合金元素を添加することなく、大角粒界に囲まれた粒径１μm以下の超微細粒を有する厚鋼板を製造することができ、高強度でかつ高靭性の厚鋼板となるとしている。 Further, in Patent Document 3, at least two of the cumulative rolling strains ε T , ε W , ε L in the plate thickness direction, the plate width direction, and the plate longitudinal direction in the steel material in the temperature range of 350 to 750 ° C. are 0.3. There has been proposed a method for producing a thick steel plate having an ultrafine grain structure for performing multi-directional rolling warm multi-pass rolling in which the total cumulative rolling strain ε T + ε W + ε L is 1.8 or more. According to the technique described in Patent Document 3, continuous recrystallization of ferrite is promoted by performing warm rolling in multiple directions, and a grain size of 1 μm surrounded by a large angle grain boundary without adding an alloy element. A thick steel plate having the following ultrafine grains can be manufactured, and a thick steel plate having high strength and high toughness is obtained.
また、非特許文献１には、フェライト連続再結晶法を利用して製造された超微細粒厚鋼板の特性が記載され、超微細粒厚鋼板では、延性−脆性遷移温度（vＴrs）が顕著に低温となることが示されている。
鋼材の靭性は、シャルピー衝撃試験における延性−脆性遷移温度による評価に加え、シャルピー衝撃試験における吸収エネルギーでも評価される。実際、造船や建築分野で用いられる溶接構造用鋼板においては、通常、シャルピー衝撃試験の所定温度における吸収エネルギー値が規格値として指定されている場合がある。
フェライト連続再結晶法を利用した、特許文献１〜３に記載された技術で製造された鋼材は、シャルピー衝撃試験における延性−脆性遷移温度が顕著に低温となり、延性−脆性遷移温度で評価した場合には、優れた靭性を有しているといえる。しかし、非特許文献１に示されているように、フェライト連続再結晶法を利用して製造された超微細粒鋼板では、シャルピー衝撃試験における延性−脆性遷移温度は、顕著に低温となるが、吸収エネルギーは、室温で100Ｊ程度と非常に低い値しか示さない。靭性を吸収エネルギー値で評価した場合には、フェライト連続再結晶法を利用して製造された超微細粒鋼板は、優れた靭性を有しているとは言い難いことになる。
The toughness of steel is evaluated not only by the ductile-brittle transition temperature in the Charpy impact test but also by the absorbed energy in the Charpy impact test. In fact, in steel sheets for welded structures used in the shipbuilding and construction fields, the absorbed energy value at a predetermined temperature in the Charpy impact test is usually specified as a standard value.
When steel manufactured by the technique described in Patent Documents 1 to 3 using the ferrite continuous recrystallization method has a significantly low ductility-brittle transition temperature in the Charpy impact test and is evaluated at the ductile-brittle transition temperature. Can be said to have excellent toughness. However, as shown in Non-Patent Document 1, in the ultrafine-grained steel plate manufactured using the ferrite continuous recrystallization method, the ductile-brittle transition temperature in the Charpy impact test is remarkably low, The absorbed energy shows only a very low value of about 100 J at room temperature. When the toughness is evaluated by the absorbed energy value, it is difficult to say that the ultrafine-grained steel sheet manufactured using the ferrite continuous recrystallization method has excellent toughness.
フェライト連続再結晶法を利用して製造された超微細粒鋼材では、吸収エネルギーが室温で100Ｊ程度と非常に低い値しか示さない理由については、現在のところ、明確になっているとはいえないが、（１）板面に平行にBCC金属のへき開面である（100）面が揃うことによるセパレーションの発生、あるいは（２）フェライトの連続再結晶が不十分で部分的であり、脆い加工硬化フェライトが存在する、などの理由が考えられる。非特許文献１には、多方向圧下を行なうことにより、集合組織の集積が緩和され、連続再結晶が促進されて、セパレーションの発生が低減し、吸収エネルギーが増加することが示されている。しかし、通常の厚板圧延プロセスでは、多方向圧下を採用することが難しいという問題がある。 The reason why the ultrafine-grained steel manufactured using the ferrite continuous recrystallization method has a very low value of about 100 J at room temperature is not clear at present. However, (1) Separation occurs when the (100) plane, which is the cleavage plane of the BCC metal, is aligned in parallel with the plate surface, or (2) The continuous recrystallization of ferrite is partial and brittle, work hardening Possible reasons include the presence of ferrite. Non-Patent Document 1 shows that by performing multidirectional reduction, texture accumulation is relaxed, continuous recrystallization is promoted, the occurrence of separation is reduced, and the absorbed energy is increased. However, there is a problem that it is difficult to adopt multidirectional reduction in a normal thick plate rolling process.
なお、特許文献１には、フェライト連続再結晶法を利用して製造された超微細粒鋼材に300℃〜Ac1変態点の温度での焼戻を行ない、強度、靭性の優れた鋼材とすることが記載されている。しかし、本発明者らの検討によれば、Ac1変態点以下の温度で焼戻処理を施すと、吸収エネルギーが増加し靭性が改善されるが、フェライト組織の回復・再結晶と粒成長が顕著となり、強度レベルが顕著に低下するという問題があった。 In Patent Document 1, an ultrafine-grained steel material manufactured using a continuous ferrite recrystallization method is tempered at a temperature of 300 ° C. to Ac 1 transformation point to obtain a steel material having excellent strength and toughness. It is described. However, according to the study by the present inventors, when the tempering treatment is performed at a temperature below the Ac 1 transformation point, the absorbed energy increases and the toughness is improved, but the recovery / recrystallization of the ferrite structure and the grain growth occur. There was a problem that the strength level became noticeable and the strength level significantly decreased.
本発明は、上記したような従来技術の問題を解決し、引張強さ：490MPa以上の高強度を有し、かつ高靭性、とくにシャルピー衝撃試験において高い吸収エネルギーを示し、強度−吸収エネルギーバランスに優れた、高靭性高張力厚鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。なお、ここでいう「高靭性」とは、シャルピー衝撃試験の20℃における吸収エネルギーvＥ20が120Ｊ以上を示す場合をいうものとする。 The present invention solves the problems of the prior art as described above, has a high strength of tensile strength: 490 MPa or more, and exhibits high toughness, particularly high absorbed energy in the Charpy impact test, and the strength-absorbed energy balance. An object of the present invention is to provide an excellent, high toughness, high tension thick steel plate and a method for producing the same. Here, “high toughness” refers to the case where the absorbed energy vE 20 at 20 ° C. in the Charpy impact test is 120 J or more.
発明者らは、上記した目的を達成するために、温間圧延厚鋼板のミクロ組織とシャルピー衝撃試験の吸収エネルギー値に及ぼす、各種要因について鋭意検討した。その結果、フェライト組織を微細フェライトと塊状フェライトからなる組織とし、かつ鋼板の板厚方向1/4位置において、粒径５μm以下の微細フェライトの組織分率が、フェライト全量に対する面積率で20％以上とすることにより、強度−吸収エネルギーバランスに優れた高張力厚鋼板となることを知見した。なお、ここでいう「塊状フェライト」とは、微細フェライトを除く粒径５μmを超えるものをいうが、大部分が粒径20μm前後の粗大な再結晶フェライトである。 In order to achieve the above-mentioned object, the inventors diligently studied various factors affecting the microstructure of the warm-rolled thick steel plate and the absorbed energy value of the Charpy impact test. As a result, the ferrite structure is a structure composed of fine ferrite and massive ferrite, and at a 1/4 position in the plate thickness direction of the steel sheet, the fine ferrite structure with a grain size of 5 μm or less has an area ratio of 20% or more with respect to the total amount of ferrite. As a result, it has been found that a high-tensile steel plate excellent in strength-absorbed energy balance is obtained. The “agglomerated ferrite” referred to here is one having a particle diameter exceeding 5 μm excluding fine ferrite, and most is coarse recrystallized ferrite having a particle diameter of about 20 μm.
そして、発明者らは、上記したフェライト組織は、工業的に極めて簡易なプロセスで形成できることを知見した。すなわち、上記したフェライト組織は、所定の組成を有する鋼片に、Ac1変態点以下の温度域で温間多パス圧延を施したのち、Ac1変態点を超える所定の温度域に再加熱する二相域熱処理を施すことにより、容易に実現できることを見出した。
本発明は、上記した知見に基づき、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。
The inventors have found that the ferrite structure described above can be formed by an extremely simple process industrially. That is, the ferrite structure described above is subjected to warm multi-pass rolling in a temperature range below the Ac 1 transformation point on a steel piece having a predetermined composition, and then reheated to a predetermined temperature range exceeding the Ac 1 transformation point. It has been found that it can be easily realized by performing a two-phase region heat treatment.
The present invention has been completed based on the above findings and further studies. That is, the gist of the present invention is as follows.
（１）微細フェライトと塊状フェライトからなるフェライト組織を有する厚鋼板であって、前記微細フェライトは粒径が５μm以下であり、前記フェライト組織が、鋼板板厚方向の1/4位置において、前記微細フェライトをフェライト全量に対する面積率で、20％以上含む組織であることを特徴とする高靱性高張力厚鋼板。
（２）（１）において、前記厚鋼板が、質量％で、Ｃ：0.03〜0.3％、Si：0.03〜1.5％、Mn：0.1〜3.0％、Al：0.1％以下、Ｎ：0.01％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする高靱性高張力厚鋼板。
(1) A thick steel plate having a ferrite structure composed of fine ferrite and massive ferrite, wherein the fine ferrite has a particle size of 5 μm or less, and the ferrite structure is at the 1/4 position in the thickness direction of the steel plate. A high-toughness, high-tensile steel plate characterized by having a structure containing 20% or more of ferrite in the area ratio with respect to the total amount of ferrite.
(2) In (1), the thick steel plate is, in mass%, C: 0.03-0.3%, Si: 0.03-1.5%, Mn: 0.1-3.0%, Al: 0.1% or less, N: 0.01% or less. A high-toughness, high-tensile thick steel plate characterized by having a composition comprising the balance Fe and inevitable impurities.
（３）（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.001〜0.05％、Ｖ：0.001〜0.1％、Ti：0.001〜0.1％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成を有することを特徴とする高靱性高張力厚鋼板。
（４）（２）または（３）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.01〜３％、Ni：0.01〜３％、Cr：0.01〜３％、Mo：0.01〜１％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成を有することを特徴とする高靱性高張力厚鋼板。
(3) In (2), in addition to the above composition, in addition to mass, one or two selected from Nb: 0.001 to 0.05%, V: 0.001 to 0.1%, Ti: 0.001 to 0.1% A high toughness high-tensile steel plate having a composition containing the above.
(4) In (2) or (3), in addition to the above composition, Cu: 0.01-3%, Ni: 0.01-3%, Cr: 0.01-3%, Mo: 0.01-1% A high-toughness, high-tensile steel plate having a composition containing one or more selected from among the above.
（５）質量％で、Ｃ：0.03〜0.3％、Si：0.03〜1.5％、Mn：0.1〜3.0％、Al：0.1％以下、Ｎ：0.01％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼片を、500℃以上Ac1変態点以下の温度域へ加熱したのち、該鋼片に、500℃以上Ac1変態点以下の温度域で累積圧下率70％以上の多パス圧延を施し厚鋼板とし、ついで、該厚鋼板に、前記多パス圧延の圧延終了後直ちに、あるいは一旦冷却したのち、Ac1変態点〜（Ac1変態点＋80℃）の温度域の温度まで再加熱し空冷する熱処理を施すことを特徴とする高靱性高張力厚鋼板の製造方法。 (5) In mass%, C: 0.03 to 0.3%, Si: 0.03 to 1.5%, Mn: 0.1 to 3.0%, Al: 0.1% or less, N: 0.01% or less, and the balance consisting of Fe and inevitable impurities After heating a steel slab having a composition to a temperature range of 500 ° C. or more and below the Ac 1 transformation point, the steel slab is subjected to multi-pass rolling with a cumulative reduction ratio of 70% or more in a temperature range of 500 ° C. or more and the Ac 1 transformation point Then, the steel plate is reheated to a temperature in the temperature range from Ac 1 transformation point to (Ac 1 transformation point + 80 ° C.) immediately after the end of rolling in the multi-pass rolling or after cooling once. A method for producing a high toughness, high-tensile thick steel plate, characterized by performing a heat treatment that is then air-cooled.
（６）（５）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.001〜0.05％、Ｖ：0.001〜0.1％、Ti：0.001〜0.1％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成を有することを特徴とする高靱性高張力厚鋼板の製造方法。
（７）（５）または（６）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.01〜３％、Ni：0.01〜３％、Cr：0.01〜３％、Mo：0.01〜１％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成を有することを特徴とする高靱性高張力厚鋼板の製造方法。
(6) In (5), in addition to the above composition, in addition to mass, one or two selected from Nb: 0.001 to 0.05%, V: 0.001 to 0.1%, and Ti: 0.001 to 0.1% The manufacturing method of the high toughness high-tensile steel plate characterized by having the composition containing the above.
(7) In (5) or (6), in addition to the above composition, Cu: 0.01 to 3%, Ni: 0.01 to 3%, Cr: 0.01 to 3%, Mo: 0.01 to 1% A method for producing a high-toughness, high-tensile thick steel plate having a composition containing one or more selected from among the above.
本発明によれば、引張強さ：490MPa以上の高強度を有し、かつ高靭性、とくにシャルピー衝撃試験において高い吸収エネルギーを示し、強度−吸収エネルギーバランスに優れた、高靭性高張力厚鋼板を工業的に容易に製造でき、産業上格段の効果を奏する。 According to the present invention, a high-toughness high-tensile steel plate having a high strength of tensile strength: 490 MPa or more, high toughness, particularly high absorbed energy in the Charpy impact test, and excellent strength-absorbed energy balance. It can be easily manufactured industrially and has a remarkable industrial effect.
まず、本発明厚鋼板のミクロ組織の限定理由について説明する。
本発明厚鋼板は、微細フェライトと塊状フェライトからなるフェライト組織を有する。本発明では、微細フェライトの粒径を５μm以下とする。微細フェライトの粒径を５μm以下とすることにより、所望の高強度とシャルピー衝撃試験における所望の吸収エネルギー値をともに確保できる。本発明の厚鋼板では、この微細フェライトは、鋼板の表層近傍においてその組織分率が高く、板厚中心に向かうに従いその組織分率は低下する分布を有している。そこで、本発明では、この微細フェライトの組織分率を、板厚1/4位置においてフェライト全量に対する面積率で、20％以上に限定した。微細フェライトの組織分率を20％以上とすることにより、所望の高強度とシャルピー衝撃試験における所望の吸収エネルギー値をともに確保でき、強度−吸収エネルギーバランスの優れた厚鋼板となる。なお、鋼板表層（表面から板厚の1/10までの領域）では、微細フェライトの組織分率は、フェライト全量に対する面積率で、70％以上、鋼板中央では、10％以上とすることが好ましい。
First, the reason for limiting the microstructure of the thick steel plate of the present invention will be described.
The thick steel plate of the present invention has a ferrite structure composed of fine ferrite and massive ferrite. In the present invention, the particle size of the fine ferrite is 5 μm or less. By setting the particle diameter of the fine ferrite to 5 μm or less, both a desired high strength and a desired absorbed energy value in the Charpy impact test can be secured. In the thick steel plate of the present invention, the fine ferrite has a distribution in which the structure fraction is high in the vicinity of the surface layer of the steel plate and the structure fraction decreases as it goes to the center of the plate thickness. Therefore, in the present invention, the microstructure fraction of the fine ferrite is limited to 20% or more in terms of the area ratio with respect to the total amount of ferrite at the 1/4 thickness position. By setting the fine ferrite structure fraction to 20% or more, both the desired high strength and the desired absorbed energy value in the Charpy impact test can be ensured, and the steel plate has an excellent strength-absorbed energy balance. In the steel sheet surface layer (region from the surface to 1/10 of the plate thickness), the fine ferrite structure fraction is 70% or more in terms of the area ratio with respect to the total amount of ferrite, and preferably 10% or more at the center of the steel sheet. .
この微細フェライトは、温間圧延で形成された連続再結晶フェライト粒を起因としている。温間圧延で形成された、連続再結晶フェライト粒（超微細フェライト粒）は再加熱により徐々に粒成長するが、粒成長の駆動力が小さいために顕著な粗大化はしない。粗大化してもたかだか５μm程度である。
本発明の厚鋼板におけるフェライト組織では、上記した微細フェライト以外の残部は塊状フェライトとする。ここでいう、塊状フェライトは、微細フェライトを除く粒径５μmを超えるもので粒径20μm前後の粗大な再結晶フェライトをいうものとする。この塊状フェライトは、温間圧延で形成された伸長フェライト粒が再加熱により静的再結晶し粒成長して、粒径20μm前後の粗大な再結晶粒となったものである。伸長フェライトの組織分率が減少し、この塊状フェライトの組織分率が増加するにともない、靭性（シャルピー衝撃試験における吸収エネルギー値）が回復するが、この塊状フェライトの組織分率が所定値を超えて増加すると、強度低下のみならず、吸収エネルギー値も低下し、強度−吸収エネルギーバランスが低下する。
This fine ferrite is caused by continuous recrystallized ferrite grains formed by warm rolling. Continuously recrystallized ferrite grains (ultrafine ferrite grains) formed by warm rolling gradually grow by reheating, but are not markedly coarsened because the driving force for grain growth is small. Even when coarsened, it is about 5 μm.
In the ferrite structure in the thick steel plate of the present invention, the remainder other than the fine ferrite described above is a block ferrite. The massive ferrite referred to here is coarse recrystallized ferrite having a particle diameter exceeding 5 μm excluding fine ferrite and having a particle diameter of around 20 μm. In this massive ferrite, elongated ferrite grains formed by warm rolling are statically recrystallized and regrown by reheating to form coarse recrystallized grains having a grain size of about 20 μm. The toughness (absorbed energy value in the Charpy impact test) recovers as the stretched ferrite structure fraction decreases and the massive ferrite structure fraction increases, but the massive ferrite structure fraction exceeds the specified value. Increase, not only the strength decreases, but also the absorbed energy value decreases, and the strength-absorbed energy balance decreases.
というのは、塊状フェライトが、伸長フェライトに加えて微細フェライト領域をも侵食して急激に成長するため、微細フェライト量が低下するからである。このため、塊状フェライトの組織分率を所定値以下とするために、微細フェライトの組織分率を、板厚1/4位置においてフェライト全量に対する面積率で、20％以上に限定した。
なお、本発明の厚鋼板では、フェライト組織以外の相は、パーライト相である。また、フェライト組織にはセメンタイトが分散している。
This is because the amount of fine ferrite decreases because massive ferrite erodes the fine ferrite region in addition to the elongated ferrite and grows rapidly. For this reason, in order to keep the mass fraction of the bulk ferrite below a predetermined value, the microstructure fraction of the fine ferrite was limited to 20% or more in terms of the area percentage with respect to the total amount of ferrite at the 1/4 thickness position.
In the thick steel plate of the present invention, the phase other than the ferrite structure is a pearlite phase. Further, cementite is dispersed in the ferrite structure.
つぎに、本発明厚鋼板の好ましい組成について説明する。以下、とくに断らないかぎり質量％は単に％と記す。
Ｃ：0.03〜0.3％
Ｃは、セメンタイトの形成を介してフェライトの連続再結晶を促進させる作用を有する元素であり、このような効果を得るためには0.03％以上の含有を必要とする。一方、0.3％を超える含有は、溶接性が低下する。このため、Ｃは0.03〜0.3％の範囲に限定することが好ましい。
Next, a preferred composition of the thick steel plate of the present invention will be described. Hereinafter, unless otherwise specified, mass% is simply referred to as%.
C: 0.03-0.3%
C is an element having an action of promoting continuous recrystallization of ferrite through formation of cementite, and in order to obtain such an effect, the content of 0.03% or more is required. On the other hand, if the content exceeds 0.3%, the weldability decreases. For this reason, it is preferable to limit C to 0.03 to 0.3% of range.
Si：0.03〜1.5％
Siは、脱酸剤として作用するとともに、固溶強化により鋼の強度を増加させる作用を有する有効な元素である。このような効果は、0.03％以上の含有で認められる。一方、1.5％を超える含有は、表面性状を損なううえ、靭性が極端に低下する。このため、Siは0.03〜1.5％の範囲に限定することが好ましい。
Si: 0.03-1.5%
Si is an effective element that acts as a deoxidizer and increases the strength of steel by solid solution strengthening. Such an effect is recognized when the content is 0.03% or more. On the other hand, if the content exceeds 1.5%, the surface properties are impaired and the toughness is extremely lowered. For this reason, it is preferable to limit Si to 0.03 to 1.5% of range.
Mn：0.1〜3.0％
Mnは、鋼中では強化元素として作用する。このような効果は0.1％以上の含有で認められる。一方、3.0％を超える多量の含有は、溶接性を低下させるとともに、材料コストの高騰を招く。このため、Mnは0.1〜3.0％の範囲に限定することが好ましい。
Al：0.1％以下
Alは、脱酸剤として作用する元素であるが、このような効果を得るためには、0.01％以上含有することが望ましい。一方、0.1％を超える含有は、介在物量を増加させるとともに、靭性をも低下させる。このため、Alは0.1％以下に限定することが好ましい。
Mn: 0.1-3.0%
Mn acts as a strengthening element in steel. Such an effect is recognized when the content is 0.1% or more. On the other hand, a large content exceeding 3.0% lowers the weldability and increases the material cost. For this reason, it is preferable to limit Mn to the range of 0.1 to 3.0%.
Al: 0.1% or less
Al is an element that acts as a deoxidizer, but in order to obtain such an effect, it is desirable to contain 0.01% or more. On the other hand, the content exceeding 0.1% increases the amount of inclusions and also reduces toughness. For this reason, it is preferable to limit Al to 0.1% or less.
Ｎ：0.01％以下
Ｎは、鋼中のAlと結合しAlNを形成し、圧延加工時の結晶粒の微細化を介して鋼の強化にも寄与する元素であり、このような効果を得るためには、0.0010％以上含有することが望ましい。一方、0.01％を超える含有は、靭性を低下させる。このため、Ｎは0.01％以下に限定することが好ましい。
N: 0.01% or less N is an element that combines with Al in steel to form AlN and contributes to strengthening of the steel through refinement of crystal grains during rolling. To obtain such an effect Is preferably contained in an amount of 0.0010% or more. On the other hand, the content exceeding 0.01% lowers the toughness. For this reason, it is preferable to limit N to 0.01% or less.
上記した組成が、基本組成であるが、本発明では基本組成に加えてさらに、必要に応じてNb、Ｖ、Tiのうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Cu、Ni、Cr、Moのうちから選ばれた１種または２種以上、を選択して含有できる。
Nb：0.001〜0.05％、Ｖ：0.001〜0.1％、Ti：0.001〜0.1％のうちから選ばれた１種または２種以上
Nb、Ｖ、Tiはいずれも、窒化物、炭化物、あるいは炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化し、鋼を強化する効果を有する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上を含有できる。このような効果を得るためには、Nb、Ｖ、Tiを、それぞれ0.001％以上含有することが望ましい。一方、Nb：0.05％、Ｖ：0.1％、Ti：0.1％を超えて多量に含有すると、鋳片に割れを生じ、製造コストの高騰を招く。このため、Nb：0.001〜0.05％、Ｖ：0.001〜0.1％、Ti：0.001〜0.1％、の範囲にそれぞれ限定することが好ましい。
The composition described above is a basic composition. In the present invention, in addition to the basic composition, one or more selected from Nb, V, and Ti as required, and / or Cu, Ni. One or more selected from Cr, Mo, and Mo can be selected and contained.
One or more selected from Nb: 0.001 to 0.05%, V: 0.001 to 0.1%, Ti: 0.001 to 0.1%
Nb, V, and Ti are all elements that have the effect of forming nitrides, carbides, or carbonitrides, refining crystal grains, and strengthening steel. It can contain more than seeds. In order to obtain such an effect, it is desirable to contain Nb, V, and Ti in an amount of 0.001% or more. On the other hand, when it contains more than Nb: 0.05%, V: 0.1%, Ti: 0.1%, a slab will be cracked and the manufacturing cost will rise. For this reason, it is preferable to limit to the ranges of Nb: 0.001 to 0.05%, V: 0.001 to 0.1%, and Ti: 0.001 to 0.1%, respectively.
Cu：0.01〜３％、Ni：0.01〜３％、Cr：0.01〜３％、Mo：0.01〜１％のうちから選ばれた１種または２種以上
Cu、Ni、Cr、Moはいずれも、鋼の焼入れ性を高め、強度向上に直接寄与するとともに、靭性、高温強度あるいは耐候性などをも向上させる元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上含有できる。このような効果は、Cu、Ni、Cr、Mo、それぞれ0.01％以上の含有で顕著となるが、Cu：３％、Ni：３％、Cr：３％、Mo：１％をそれぞれ超える過度の含有は、靭性、溶接性を低下させる。このため、Cuは0.01〜３％、Niは0.01〜３％、Crは0.01〜３％、Moは0.01〜１％の範囲に、それぞれ限定することが好ましい。
One or more selected from Cu: 0.01-3%, Ni: 0.01-3%, Cr: 0.01-3%, Mo: 0.01-1%
Cu, Ni, Cr, and Mo are all elements that increase the hardenability of steel and contribute directly to strength improvement, as well as toughness, high-temperature strength, and weather resistance. It can contain seeds or two or more. Such an effect becomes remarkable when Cu, Ni, Cr, and Mo are each contained in an amount of 0.01% or more, but Cu: 3%, Ni: 3%, Cr: 3%, and Mo: 1% are excessive. Inclusion reduces toughness and weldability. For this reason, it is preferable to limit Cu to 0.01 to 3%, Ni to 0.01 to 3%, Cr to 0.01 to 3%, and Mo to 0.01 to 1%, respectively.
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。不可避的不純物としては、Ｐ：0.04％以下、Ｓ：0.02％以下が許容できる。Ｐ：0.04％、Ｓ：0.02％をそれぞれ超える含有は、靭性を低下させる。
なお、本発明の効果が損なわれない限り、上記した成分以外に、Ｂ、REM、Zr、Ca、Mg等の元素を0.01％以下程度含有してもよい。
The balance other than the above components is Fe and inevitable impurities. As unavoidable impurities, P: 0.04% or less and S: 0.02% or less are acceptable. The content exceeding P: 0.04% and S: 0.02% respectively reduces toughness.
In addition to the above-described components, elements such as B, REM, Zr, Ca, and Mg may be contained in an amount of about 0.01% or less as long as the effects of the present invention are not impaired.
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。
上記した組成を有する溶鋼を、転炉等、通常の溶製方法で溶製し、連続鋳造法や、造塊―分塊圧延等、通常の方法で、鋼片とし、出発素材とすることが好ましい。なお、本発明で使用する鋼片は、上記した組成を有するものであればよく、とくにその組織は限定されないが、鋼片組織を、フェライト＋パーライトとした場合に比べて、ベイナイトやマルテンサイトとしたほうが、得られる厚鋼板の強度は高くなる。
Below, the preferable manufacturing method of this invention steel plate is demonstrated.
Molten steel having the above composition is melted by a normal melting method, such as a converter, and is made into a steel slab and a starting material by a normal method such as continuous casting or ingot-bundling rolling. preferable. In addition, the steel slab used in the present invention only has to have the above-described composition, and the structure is not particularly limited. However, compared with the case where the steel slab structure is ferrite + pearlite, bainite and martensite are used. If it does, the intensity | strength of the thick steel plate obtained will become high.
出発素材である、上記した組成を有する鋼片は、まず、500℃以上Ac1変態点以下の温度域へ加熱される。加熱温度が500℃未満では、変形抵抗が大きくなり、その後の圧延時に圧延設備に負荷がかかりすぎて圧延が困難となる。一方、加熱温度が、Ac1変態点を超えて高温となると、加熱時にオーステナイトが形成され、冷却後に生成する硬質相の組織分率が圧延温度により大きく変化するため、その後に熱処理を施しても特性が大きくばらつく原因となる。このようなことから、鋼片の加熱温度は、500℃以上Ac1変態点以下の温度域の温度に限定することが好ましい。なお、鋼片の加熱においては、加熱速度はとくに限定されない。 The steel slab having the above composition, which is the starting material, is first heated to a temperature range of 500 ° C. or higher and Ac 1 transformation point or lower. When the heating temperature is less than 500 ° C., the deformation resistance increases, and the rolling equipment becomes too loaded during subsequent rolling, making rolling difficult. On the other hand, when the heating temperature is higher than the Ac 1 transformation point, austenite is formed during heating, and the structural fraction of the hard phase generated after cooling varies greatly depending on the rolling temperature. This causes the characteristics to vary greatly. For this reason, it is preferable that the heating temperature of the steel slab is limited to a temperature in the temperature range of 500 ° C. or more and Ac 1 transformation point or less. In the heating of the steel slab, the heating rate is not particularly limited.
上記した温度域に加熱された鋼片は、ついで、500℃以上Ac1変態点以下の温度域で累積圧下率70％以上の温間多パス圧延を施され、所望寸法形状の厚鋼板とされる。500℃以上Ac1変態点以下のフェライト温度域で累積圧下率70％以上の温間多パス圧延を施すことにより、フェライトの連続再結晶が生じ、結晶粒が微細化される。なお、Ac1変態点は、次式
Ac1（℃）=751−26.6Ｃ＋17.6Si−11.6Mn−22.9Cu−23Ni＋24.1Cr＋22.5Mo−39.7Ｖ−5.7Ti＋233Nb−169sol.Al−895Ｂ
（ここで、Ｃ、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ、Ti、Nb、sol.Al、Ｂ：各元素含有量（質量％））
で算出するものとする。
The steel slab heated to the above temperature range is then subjected to warm multi-pass rolling with a cumulative reduction ratio of 70% or more in a temperature range of 500 ° C. or more and Ac 1 transformation point or less to obtain a thick steel plate having a desired size and shape. The By performing warm multi-pass rolling with a cumulative rolling reduction of 70% or more in a ferrite temperature range of 500 ° C. or more and Ac 1 transformation point or less, continuous recrystallization of ferrite occurs, and crystal grains are refined. Ac 1 transformation point is
Ac 1 (° C.) = 751−26.6C + 17.6Si−11.6Mn−22.9Cu−23Ni + 24.1Cr + 22.5Mo−39.7V−5.7Ti + 233Nb−169sol.Al−895B
(Here, C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, Ti, Nb, sol.Al, B: content of each element (mass%))
It shall be calculated by
圧延温度がAc1変態点を超えると、オーステナイトが生成し、圧延終了の冷却中にマルテンサイト等の硬質相が生成し、その生成量に依存して圧延板の強度や延性・靭性が急激に変化する。この硬質相の生成は、製品板である厚鋼板の特性が大きくばらつく原因となる。このため、圧延温度をAc1変態点以下に限定することが好ましい。一方、上記した温度域内で圧延温度が低くなるほど、連続再結晶により生成したフェライトの粒径が微細化するため、高強度を確保するためには圧延温度はできるだけ低い方が望ましい。しかし、圧延温度が500℃未満と低くなると、圧延設備への負荷が大きくなるうえ、フェライトの連続再結晶が生じにくくなり、単に加工を受けて伸長したフェライト粒が増加することとなる。伸長したフェライト粒の増加は、靭性を低下させるうえ、温間圧延後の熱処理（再加熱）時に静的再結晶が顕著となり再結晶フェライト粒の急激な粗大化を招く。圧延温度が500℃未満では、パススケジュールによってはフェライトの連続再結晶を全く生ずることなく、すべて伸長したフェライト粒のみの組織になる場合がある。このため、圧延温度を500℃以上に限定することが好ましい。 When the rolling temperature exceeds the Ac 1 transformation point, austenite is generated, and a hard phase such as martensite is generated during cooling after rolling, and the strength, ductility, and toughness of the rolled plate rapidly depend on the generation amount. Change. The generation of the hard phase causes a large variation in the characteristics of the thick steel plate that is the product plate. For this reason, it is preferable to limit the rolling temperature below the Ac 1 transformation point. On the other hand, the lower the rolling temperature within the above temperature range, the finer the grain size of ferrite produced by continuous recrystallization. Therefore, in order to ensure high strength, the rolling temperature is desirably as low as possible. However, when the rolling temperature is lowered to less than 500 ° C., the load on the rolling equipment increases, and continuous recrystallization of ferrite is less likely to occur, and the number of ferrite grains simply stretched by processing increases. The increase in the elongated ferrite grains reduces toughness, and static recrystallization becomes prominent at the time of heat treatment (reheating) after warm rolling, leading to a rapid coarsening of the recrystallized ferrite grains. When the rolling temperature is less than 500 ° C., depending on the pass schedule, a continuous recrystallization of ferrite may not occur at all, and the entire structure may be composed only of elongated ferrite grains. For this reason, it is preferable to limit rolling temperature to 500 degreeC or more.
本発明では、加熱された鋼片に、上記した温度域で、累積圧下率：70％以上の温間多パス圧延を施す。上記した温度域で累積圧下率を70％以上とすることにより、フェライトの連続再結晶が生じ、結晶粒が微細化される。なお、圧延開始温度が500℃以上Ac1変態点以下の温度であっても、多パス圧延の過程で、パススケジュールによっては500℃未満となったり、Ac1変態点を超えたりする場合があるが、500℃以上Ac1変態点以下の温度で累積圧下率70％以上が確保されていればなんら問題はない。累積圧下率が70％未満では、フェライトの連続再結晶が圧延板内で全く生じない場合がある。このため、上記した温度域での、累積圧下率を70％以上に限定することが好ましい。なお、多パス圧延における１パス当りの圧下率は、平均で５〜15％とすることが好ましい。１パス当りの圧下率が５％未満では、圧延中温度低下のため、フェライトの連続再結晶が生じにくくなる。また、15％を超えて大きくなると、圧延負荷が過大となる。 In the present invention, the heated steel slab is subjected to warm multi-pass rolling with a cumulative reduction ratio of 70% or more in the temperature range described above. By setting the cumulative rolling reduction to 70% or more in the above temperature range, continuous recrystallization of ferrite occurs and the crystal grains are refined. Even if the rolling start temperature is 500 ° C or more and below the Ac 1 transformation point, it may be less than 500 ° C or exceed the Ac 1 transformation point depending on the pass schedule in the multi-pass rolling process. However, there is no problem as long as a cumulative rolling reduction of 70% or more is secured at a temperature of 500 ° C. or more and Ac 1 transformation point or less. If the cumulative rolling reduction is less than 70%, continuous recrystallization of ferrite may not occur at all in the rolled sheet. For this reason, it is preferable to limit the cumulative rolling reduction in the above temperature range to 70% or more. In addition, the rolling reduction per pass in multi-pass rolling is preferably 5 to 15% on average. If the rolling reduction per pass is less than 5%, continuous recrystallization of ferrite is difficult to occur due to a decrease in temperature during rolling. On the other hand, if it exceeds 15%, the rolling load becomes excessive.
また、各圧延パスでの歪速度はとくに限定する必要はなく、通常の厚板製造設備における歪速度である５〜30／ｓ程度あれば十分である。
上記した温間多パス圧延終了後直ちに、あるいは圧延終了温度より低い温度に一旦冷却したのち、厚鋼板に、Ac1変態点〜（Ac1変態点＋80℃）の温度域の温度まで再加熱し空冷する熱処理を施す。
Moreover, the strain rate in each rolling pass does not need to be particularly limited, and it is sufficient if it is about 5 to 30 / s, which is a strain rate in a normal thick plate manufacturing facility.
Immediately after the end of the warm multipass rolling described above, or once cooled to a temperature lower than the rolling end temperature, the steel plate is reheated to a temperature in the temperature range from Ac 1 transformation point to (Ac 1 transformation point + 80 ° C). Apply heat treatment to air-cool.
累積圧下率70％以上の温間多パス圧延を施された、圧延ままの厚鋼板は、連続再結晶により生じた超微細フェライト粒（粒径：２μm未満）と圧延方向に伸長した伸長フェライト粒の混合組織となっている。伸長フェライト粒は、加工硬化したフェライト粒である。このような組織を有する厚鋼板に、再加熱処理を施すと、連続再結晶フェライト粒は徐々に粒成長するが、粒成長の駆動力が小さいため、顕著に粗大化はせず、粗大化してもせいぜい最大粒径で５μm程度まであり、微細フェライトとなる。 As-rolled thick steel plates subjected to warm multipass rolling with a cumulative reduction ratio of 70% or more are ultrafine ferrite grains (grain size: less than 2 μm) generated by continuous recrystallization and elongated ferrite grains elongated in the rolling direction. It has become a mixed organization. The elongated ferrite grains are work-hardened ferrite grains. When reheating treatment is applied to a thick steel plate having such a structure, continuous recrystallized ferrite grains gradually grow, but because the driving force of grain growth is small, it does not remarkably increase in size but increases in size. At most, the maximum particle size is about 5 μm, and it becomes fine ferrite.
一方、伸長フェライト粒は、内部の転位密度が高く、これを駆動力として、再加熱時に静的再結晶を生じ、粒径20μm前後の粗大な再結晶粒（塊状フェライト）となる。再加熱温度がAc1変態点未満では、伸長フェライトの回復・再結晶と、それに引き続く粒成長が急速に進行し、伸長フェライトに加え、微細フェライトをも侵食することとなる。
このため、本発明では、再加熱処理の加熱温度を、Ac1変態点以上の温度に限定することとした。Ac1変態点以上の温度に再加熱することにより、セメンタイトを核として部分的に微細なオーステナイトが生成する。この微細なオーステナイトは、伸長フェライト粒の再結晶と粒成長を遅延させ、再結晶粒による微細フェライト粒の侵食を防止する。これにより、所望量の微細フェライトを確保し、微細フェライトと塊状フェライトからなるフェライト組織とすることができる。再加熱温度がAc1変態点未満では、伸長フェライトの回復・再結晶と、それに引き続く粒成長が急速に進行し、所望量の微細フェライト組織とすることができなくなる。
On the other hand, the elongated ferrite grains have a high internal dislocation density, and using this as a driving force, static recrystallization occurs during reheating, and coarse recrystallized grains (granular ferrite) having a grain size of about 20 μm. When the reheating temperature is lower than the Ac 1 transformation point, the recovery and recrystallization of the elongated ferrite and the subsequent grain growth proceed rapidly, and the fine ferrite is eroded in addition to the elongated ferrite.
For this reason, in the present invention, the heating temperature of the reheating treatment is limited to a temperature equal to or higher than the Ac 1 transformation point. By reheating to a temperature above the Ac 1 transformation point, partially fine austenite is formed with cementite as the nucleus. This fine austenite delays recrystallization and grain growth of elongated ferrite grains, and prevents erosion of fine ferrite grains by the recrystallized grains. As a result, a desired amount of fine ferrite can be secured and a ferrite structure composed of fine ferrite and massive ferrite can be obtained. When the reheating temperature is lower than the Ac 1 transformation point, recovery and recrystallization of the elongated ferrite and subsequent grain growth proceed rapidly, and a desired amount of fine ferrite structure cannot be obtained.
一方、再加熱温度が、（Ac1変態点＋80℃）を超えて高温となると、伸長フェライトの再結晶・粒成長が顕著になるとともに、セメンタイトを核として生成した微細オーステナイトも粗大化する。このため、オーステナイトによる伸長フェライトの再結晶・粒成長の遅延効果が低下し、所望量の微細フェライト組織とすることができない。このようなことから、再加熱温度は（Ac1変態点＋80℃）以下に限定することが好ましい。 On the other hand, when the reheating temperature is higher than (Ac 1 transformation point + 80 ° C.), recrystallization and grain growth of elongated ferrite become remarkable, and fine austenite produced with cementite as a core also coarsens. For this reason, the effect of delaying the recrystallization and grain growth of elongated ferrite by austenite is reduced, and a desired amount of fine ferrite structure cannot be obtained. For this reason, the reheating temperature is preferably limited to (Ac 1 transformation point + 80 ° C.) or lower.
なお、圧延後の厚鋼板組織をより均一微細にセメンタイトが分散した組織とし、オーステナイトによる伸長フェライトの再結晶・粒成長遅延効果を大きくするためには、鋼片組織を、ベイナイトやマルテンサイトを主体とした組織とすることがより好ましい。
また、本発明では、再加熱時の加熱速度および加熱時間はとくに限定する必要はないが、伸長フェライトの再結晶・粒成長遅延効果を有するオーステナイトを微細に析出させるという観点から、加熱速度は大きくすることが望ましく、５℃／s以上とすることが好ましい。また、加熱時間は、加熱速度にも依存するため一義的に決定できないが、例えば、誘導加熱等により加熱速度：10℃／ｓ以上で加熱する場合には、加熱温度で２min以上保持することが望ましい。というのは、加熱温度での２min以上の保持で、セメンタイトからオーステナイトが析出しはじめ、伸長フェライトの再結晶・粒成長がそれ以降遅滞するためである。
In order to increase the effect of austenite on the recrystallization and grain growth delay effect of austenite, the steel slab structure is mainly composed of bainite and martensite. It is more preferable to use the structure described above.
In the present invention, the heating rate and heating time at the time of reheating are not particularly limited, but the heating rate is large from the viewpoint of finely austenite having the effect of retarding recrystallization and grain growth of elongated ferrite. Desirably, it is preferably 5 ° C./s or more. The heating time also depends on the heating rate and cannot be uniquely determined. For example, when heating at a heating rate of 10 ° C./s or more by induction heating or the like, the heating temperature can be maintained for 2 min or more. desirable. This is because austenite begins to precipitate from cementite when the heating temperature is maintained for 2 minutes or more, and the recrystallization and grain growth of the elongated ferrite are delayed thereafter.
以下、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。 Hereinafter, the present invention will be further described in detail based on examples.
表１に示す組成の溶鋼を真空溶解炉で溶製し、インゴット（150kg）に鋳造した。そして、これらインゴットを熱間圧延により分塊し、圧延用素材（鋼片：肉厚120mm）とした。なお、鋼片の組織は一部を除いて、フェライト＋パーライト組織（α＋Ｐ）であり、平均フェライト粒径は50〜100μmであった。厚鋼板No.12、No.13では、分塊圧延後水冷し、組織をベイナイト（Ｂ）とした鋼片を用いた。表２に鋼片の組織（圧延前組織）を示す。 Molten steel having the composition shown in Table 1 was melted in a vacuum melting furnace and cast into an ingot (150 kg). And these ingots were divided by hot rolling, and it was set as the raw material for rolling (steel piece: thickness 120mm). In addition, the structure of the steel piece was a ferrite + pearlite structure (α + P) except for a part, and the average ferrite particle size was 50 to 100 μm. In the thick steel plates No. 12 and No. 13, steel slabs having a microstructure of bainite (B) were used after being cold-rolled after the partial rolling. Table 2 shows the structure of the steel slab (structure before rolling).
これら鋼片を表２に示す温度で加熱したのち、実験圧延設備を用いて、表２に示す条件で多パス圧延を施し、表２に示す板厚の厚鋼板とした。なお、多パス圧延の平均パス圧下率は11％、圧延パス数は10〜18パス、パス間時間は概ね８ｓ程度であり、圧延終了後空冷した。また歪速度は10／ｓ程度であった。
得られた厚鋼板に、ついで、誘導加熱装置により表２に示す加熱温度に再加熱し、該温度に表２に示す再加熱保持時間、保持したのち、空冷する熱処理を施した。なお、加熱速度は30℃／ｓとした。
These steel slabs were heated at the temperatures shown in Table 2 and then subjected to multi-pass rolling using the experimental rolling equipment under the conditions shown in Table 2 to obtain thick steel plates having the thicknesses shown in Table 2. In addition, the average pass reduction ratio of multi-pass rolling was 11%, the number of rolling passes was 10 to 18 passes, the time between passes was about 8 s, and air cooling was performed after the end of rolling. The strain rate was about 10 / s.
Next, the obtained thick steel plate was reheated to the heating temperature shown in Table 2 by an induction heating device, held at the temperature for the reheating holding time shown in Table 2, and then subjected to heat treatment for air cooling. The heating rate was 30 ° C./s.
なお、比較として、一部（鋼板No.１）では、再加熱する熱処理を行なわず、圧延ままとした。
得られた厚鋼板について、組織観察、引張試験、衝撃試験を実施し、組織、強度、靭性を評価した。
組織観察は、得られた厚鋼板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面の表面から板厚中央部までの領域について、光学顕微鏡（倍率：500倍）で組織を観察し、とくにフェライト組織形態を調査した。また、走査型電子顕微鏡（倍率：5000倍）を用いて組織を撮像し、画像解析装置を用いて、フェライト組織の円相当径の結晶粒径を測定し分布を調べた。また、板厚の1/4位置の組織について、粒径５μm以下の粒径を有する微細フェライトのフェライト組織全量に対する面積率を測定した。なお、微細フェライトの結晶粒径は、結晶粒径５μm以下のフェライト粒の平均とした。なお、測定する視野数は３視野以上とした。
For comparison, a part (steel plate No. 1) was not subjected to heat treatment for reheating and was kept as rolled.
The obtained thick steel plate was subjected to a structure observation, a tensile test, and an impact test to evaluate the structure, strength, and toughness.
Microstructure observation specimens were collected from the obtained thick steel plate, and the region from the surface of the cross section in the rolling direction to the center of the plate thickness was observed with an optical microscope (magnification: 500 times), especially ferrite. The organization form was investigated. In addition, the structure was imaged using a scanning electron microscope (magnification: 5000 times), and the crystal grain size of the equivalent circle diameter of the ferrite structure was measured using an image analyzer to examine the distribution. Further, the area ratio of the fine ferrite having a particle size of 5 μm or less to the total amount of the ferrite structure was measured for the structure at the 1/4 position of the plate thickness. The crystal grain size of the fine ferrite was the average of ferrite grains having a crystal grain size of 5 μm or less. Note that the number of fields to be measured was three or more.
引張試験は、得られた厚鋼板の板厚中心部から引張方向が圧延方向と垂直方向（板幅方向）となるように、JIS 4号試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、降伏強さYS、引張強さTSを求めた。
衝撃試験は、得られた厚鋼板の板厚中心部から、圧延方向と垂直方向（板幅方向）に、Ｖノッチ試験片を採取し、JIS 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：20℃における吸収エネルギーvＥ20を求めた。なお、vＥ20は試験片３本の平均値とした。
In the tensile test, JIS No. 4 test specimens were collected from the center of the obtained thick steel plate so that the tensile direction was perpendicular to the rolling direction (sheet width direction), and conformed to the provisions of JIS Z 2241. Tensile tests were conducted to determine the yield strength YS and tensile strength TS.
In the impact test, V-notch test specimens are taken from the center of the thickness of the obtained thick steel plate in the direction perpendicular to the rolling direction (sheet width direction), and the Charpy impact test is performed in accordance with the provisions of JIS Z 2242. Then, the absorbed energy vE 20 at the test temperature: 20 ° C. was determined. Incidentally, vE 20 was the average value of the test piece three.
なお、強度−吸収エネルギーバランスを評価するため、得られた引張強さTSと、20℃における吸収エネルギーvＥ20との積、TS×vＥ20を算出した。
得られた結果を表３に示す。
The intensity - to evaluate the absorbed energy balance, the tensile strength TS obtained, the product of the absorbed energy vE 20 at 20 ° C., was calculated TS × vE 20.
The obtained results are shown in Table 3.
本発明例はいずれも、板厚方向の1/4位置において所定量以上の微細フェライトを含む、微細フェライトと塊状フェライトからなるフェライト組織を有し、引張強さ：490MPa以上の高強度と、20℃における吸収エネルギーvＥ20が120Ｊ以上の高靭性を有し、強度−吸収エネルギーバランス（TS×vＥ20）が60000MPaＪ以上となる高靭性高張力厚鋼板となっている。なお、鋼片組織をベイナイトとした鋼板No.13は、鋼片組織をフェライト＋パーライトとした鋼板No.10に比べて、圧延ままでセメンタイトが均一かつ微細に分散しているため、Ac1変態点以上に再加熱された場合、オーステナイトがより均一微細に析出して、塊状フェライトの急激な生成を抑制するため、微細フェライトの組織分率が高く（60％）なり、より高強度を得ている。 Each of the inventive examples has a ferrite structure composed of fine ferrite and massive ferrite containing a predetermined amount or more of fine ferrite at 1/4 position in the plate thickness direction, tensile strength: high strength of 490 MPa or more, 20 It has a high toughness and high tensile strength steel plate with a high toughness of absorbed energy vE 20 at 120 ° C. of 120 J or more and a strength-absorbed energy balance (TS × vE 20 ) of 60000 MPaJ or more. Incidentally, the steel sheet No.13 in which the slab structure and bainite, the steel strip tissue as compared to steel No.10 was a ferrite + pearlite, since the cementite is uniformly and finely dispersed while rolling, Ac 1 transformation When reheated to a point or more, austenite precipitates more uniformly and finely, and suppresses the rapid formation of massive ferrite, so the microstructure fraction of fine ferrite becomes high (60%) and higher strength is obtained. Yes.
一方、本発明の範囲を外れる比較例では、強度が不足するか、あるいは靭性が低下している。
鋼板No.１（比較例）は、温間多パス圧延ままの厚鋼板であり、フェライト組織は平均粒径１μmの微細フェライト粒が部分的に形成されているが、残部は伸長した伸長フェライトである。このため、高強度ではあるが、vＥ20が48Ｊと吸収エネルギーが低く、靭性が低下している。また、鋼板No.２（比較例）は、再加熱温度が好適範囲を外れ、伸長フェライトが残存して、フェライト組織が本発明範囲を外れているため、高強度ではあるが、vＥ20が61Ｊと吸収エネルギーが低く、靭性が低下している。また、鋼板No.３（比較例）は、再加熱温度が好適範囲を外れ、伸長フェライトの再結晶が進行し塊状フェライト量が増加し、微細フェライトの組織分率が本発明範囲を外れているため、高強度ではあるが、vＥ20が61Ｊと吸収エネルギーが低く、靭性が低下している。
On the other hand, in comparative examples that are outside the scope of the present invention, the strength is insufficient or the toughness is reduced.
Steel plate No. 1 (comparative example) is a thick steel plate that has been subjected to warm multi-pass rolling, and the ferrite structure is partially formed of fine ferrite grains with an average grain size of 1 μm, but the remainder is elongated elongated ferrite. is there. Therefore, albeit at high intensity, vE 20 is low absorbed energy as 48J, toughness is lowered. Further, the steel plate No.2 (Comparative Example), the reheating temperature is out of the preferred range, the extension ferrite remains, because the ferrite structure is out of range of the present invention, there is a high strength, vE 20 is 61J The absorbed energy is low and the toughness is reduced. Steel plate No. 3 (comparative example) has a reheating temperature outside the preferred range, recrystallization of elongated ferrite proceeds, the amount of massive ferrite increases, and the fine ferrite structure fraction is outside the scope of the present invention. Therefore, although it is high strength, vE 20 is 61 J, the absorbed energy is low, and the toughness is reduced.
鋼板No.４〜６（比較例）は、再加熱温度が本発明の好適範囲を外れ、伸長フェライトの再結晶が進行し、微細フェライトが消失した塊状フェライトのみのフェライト組織となり、組織が本発明範囲を外れているため、強度の低下が顕著となっている。
鋼板No.７およびNo.８（比較例）は、再加熱保持時間が好適範囲を外れ、伸長フェライト組織が多く残存し、組織が本発明範囲を外れているため、高強度ではあるが、vＥ20が61〜90Ｊと吸収エネルギーが低く、靭性が低下している。
Steel plates No. 4 to 6 (comparative examples) had a reheating temperature outside the preferred range of the present invention, the recrystallization of elongated ferrite progressed, and a ferrite structure consisting only of massive ferrite from which fine ferrite had disappeared was formed. Since it is out of range, the decrease in strength is significant.
Steel plates No. 7 and No. 8 (comparative examples) have high strength because the reheat holding time is outside the preferred range, a large amount of the elongated ferrite structure remains, and the structure is outside the scope of the present invention. 20 is 61-90 J and the absorbed energy is low, and the toughness is reduced.
鋼板No.12（比較例）は、再加熱温度が本発明の好適範囲を外れ、伸長フェライトの再結晶が進行し、微細フェライトが消失した塊状フェライトのみのフェライト組織となり、組織が本発明範囲を外れているため、強度の低下が顕著となっている。
鋼板No.14（比較例）は、圧延温度が本発明の好適範囲を外れ、フェライトの連続再結晶を誘起することができなかったため、圧延まま組織が伸長フェライトとなり、再加熟処理により塊状フェライトのみとなって、組織が本発明範囲を外れているため、強度の低下が顕著となっている。
Steel plate No. 12 (comparative example) has a reheating temperature outside the preferred range of the present invention, recrystallization of elongated ferrite proceeds, and a ferrite structure consisting only of massive ferrite from which fine ferrite has disappeared. Since it is off, the decrease in strength is remarkable.
Steel plate No. 14 (comparative example) had a rolling temperature outside the preferred range of the present invention, and could not induce continuous recrystallization of ferrite, so that the rolled structure became elongated ferrite, and the re-ripening treatment resulted in massive ferrite. However, since the structure is out of the scope of the present invention, the decrease in strength is remarkable.
鋼板No.15（比較例）は、鋼板の加熱温度が本発明の好適範囲を外れ、オーステナイトが生成し、圧延終了後の冷却でマルテンサイトとなり、再加熱処理後の組織が、本発明範囲を外れているため、強度が上昇し、吸収エネルギーが低下している。
鋼板No.16（比較例）は、温間圧延の累積圧下率が本発明の好適範囲を低く外れ、フェライトの連続再結晶が誘起されず、圧延まま組織が、伸長フェライトとなり、再加熱処理によって再結晶によるフェライトの塊状化が活発に生じ、組織が本発明範囲を外れているため、強度の低下が顕著となり、強度−吸収エネルギーバランスが低下している。
Steel plate No. 15 (comparative example) has a heating temperature of the steel plate that is outside the preferred range of the present invention, austenite is generated, and after the end of rolling, it becomes martensite, and the structure after reheating treatment is within the scope of the present invention. Since it is off, the strength is increased and the absorbed energy is decreased.
Steel plate No. 16 (comparative example) has a cumulative rolling reduction ratio of warm rolling that falls outside the preferred range of the present invention, continuous recrystallization of ferrite is not induced, and the rolled structure becomes elongated ferrite. Since the agglomeration of ferrite due to recrystallization occurs actively and the structure is out of the range of the present invention, the decrease in strength becomes remarkable and the strength-absorbed energy balance decreases.
鋼板No.18（比較例）は、再加熱温度が本発明の好適範囲を高く外れているため、再加熱後の組織が塊状フェライトのみの組織となり、組織が本発明範囲を外れているため、強度の低下が顕著となり、強度−吸収エネルギーバランスが低下している。
鋼板No.23、24（比較例）は、微細フェライト分率は65％と高いが、必要以上に合金元素を添加しているため靭性が劣化し、強度−吸収エネルギーバランスが低下している。
Steel plate No. 18 (comparative example), because the reheating temperature is out of the preferred range of the present invention, the structure after reheating becomes a structure of only massive ferrite, the structure is out of the scope of the present invention, The decrease in strength is remarkable, and the strength-absorbed energy balance is decreased.
Steel plates No. 23 and 24 (comparative examples) have a high fine ferrite fraction of 65%, but the toughness is deteriorated because the alloy elements are added more than necessary, and the strength-absorbed energy balance is lowered.
Claims (7)
Ｃ：0.03〜0.3％、 Si：0.03〜1.5％、
Mn：0.1〜3.0％、 Al：0.1％以下、
Ｎ：0.01％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする請求項１に記載の高靱性高張力厚鋼板。 The thick steel plate is mass%,
C: 0.03-0.3%, Si: 0.03-1.5%,
Mn: 0.1 to 3.0%, Al: 0.1% or less,
The high-toughness high-tensile steel plate according to claim 1, comprising N: 0.01% or less and having a composition comprising the balance Fe and inevitable impurities.
Ｃ：0.03〜0.3％、 Si：0.03〜1.5％、
Mn：0.1〜3.0％、 Al：0.1％以下、
Ｎ：0.01％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼片を、500℃以上Ac1変態点以下の温度域へ加熱したのち、該鋼片に、500℃以上Ac1変態点以下の温度域で累積圧下率70％以上の多パス圧延を施し厚鋼板とし、ついで、該厚鋼板に、前記多パス圧延の圧延終了後直ちに、あるいは一旦冷却したのち、Ac1変態点〜（Ac1変態点＋80℃）の温度域の温度まで再加熱し空冷する熱処理を施すことを特徴とする高靱性高張力厚鋼板の製造方法。 % By mass
C: 0.03-0.3%, Si: 0.03-1.5%,
Mn: 0.1 to 3.0%, Al: 0.1% or less,
N: A steel slab containing 0.01% or less and the balance consisting of Fe and inevitable impurities is heated to a temperature range of 500 ° C. or higher and lower than the Ac 1 transformation point, and then the steel slab is transformed to 500 ° C. or higher and Ac 1 transformation. The steel sheet is subjected to multi-pass rolling with a cumulative rolling reduction of 70% or more in a temperature range below the point, and then the steel sheet is cooled immediately after the end of the multi-pass rolling or once cooled, and then the Ac 1 transformation point to A method for producing a high toughness, high-tensile steel plate, characterized in that a heat treatment is performed by reheating to a temperature in the temperature range of (Ac 1 transformation point + 80 ° C) and air cooling.
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