JP2018090872A - Low yield ratio high tensile strength thick steel sheet and production method thereof - Google Patents
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
Description
本発明は、低降伏比高張力厚鋼板に関し、特に、音響異方性が小さく、溶接入熱量が４００ｋＪ／ｃｍを超えるような大入熱溶接であっても溶接熱影響部の靭性に優れる、建築用として好適な、低降伏比高張力厚鋼板に関する。また、本発明は、前記低降伏比高張力厚鋼板の製造方法に関する。 The present invention relates to a low-yield-ratio high-tensile thick steel plate, in particular, low acoustic anisotropy, and excellent toughness of the weld heat-affected zone even in high heat input welding where the heat input of welding exceeds 400 kJ / cm. The present invention relates to a low-yield-ratio high-tensile steel plate suitable for construction. Moreover, this invention relates to the manufacturing method of the said low yield ratio high tension steel plate.
近年、建築構造物の大型化、長スパン化に伴い、使用される鋼材の厚肉化、高強度化が要望され、鋼構造物の安全性の観点からは、高い許容応力を有するとともに、降伏比（＝引張強さに対する降伏強さの比）を低減することが要求されている。 In recent years, with the increase in size and span of building structures, it has been required to increase the thickness and strength of steel used. From the viewpoint of safety of steel structures, it has high allowable stress and yield. It is required to reduce the ratio (= ratio of yield strength to tensile strength).
降伏比を低減すると、降伏点以上の応力が付加されても破壊までに許容される応力が大きくなり、また、一様伸びが大きくなるため、塑性変形能に優れた鋼材となる。特に、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａを超える高張力鋼板では、強度確保のために合金を多量に添加することが一般的であるため、降伏比が上昇すると靭性も低下する。 When the yield ratio is reduced, even if a stress higher than the yield point is applied, the stress allowed until failure increases, and the uniform elongation increases, so that the steel material is excellent in plastic deformability. In particular, in a high-tensile steel sheet having a tensile strength (TS) exceeding 780 MPa, it is common to add a large amount of an alloy in order to ensure the strength, so that the toughness decreases as the yield ratio increases.
従来、低降伏比高張力厚鋼板の製造プロセスとしては、フェライト＋オーステナイト２相域への再加熱焼入れを含む多段熱処理が一般的である。しかしながら、前記多段熱処理によって得られる厚鋼板のミクロ組織は、主相としてのフェライト相に硬質第２相としてのベイナイトまたはマルテンサイトが分散したものであるため、フェライト相の体積分率によっては、７８０ＭＰａ以上の引張強さおよび６３０ＭＰａ以上の降伏強さを安定して達成することが困難である。 Conventionally, a multistage heat treatment including reheating and quenching in a ferrite + austenite two-phase region is generally used as a manufacturing process of a low yield ratio high-tensile steel plate. However, the microstructure of the thick steel plate obtained by the multi-stage heat treatment is one in which bainite or martensite as the hard second phase is dispersed in the ferrite phase as the main phase, so depending on the volume fraction of the ferrite phase, 780 MPa It is difficult to stably achieve the above tensile strength and yield strength of 630 MPa or more.
また、建築用の鋼板では、溶接欠陥が破壊発生の起点となりやすいため、超音波探傷試験で欠陥の有無を調査し、欠陥が存在する場合、その部位の補修作業を行う。しかし、探傷方向によって著しく音速が変化する鋼板、すなわち音響異方性の高い鋼板では、超音波探傷試験で溶接欠陥部の正確な位置を検出できないため、音響異方性が小さいことが要求される。 In addition, in a steel sheet for construction, a weld defect is likely to be a starting point of fracture occurrence, so the presence or absence of a defect is investigated by an ultrasonic flaw detection test, and if there is a defect, repair work is performed on that part. However, a steel plate whose sound speed changes remarkably depending on the flaw detection direction, that is, a steel plate with high acoustic anisotropy, requires a low acoustic anisotropy because it cannot detect the exact position of a weld defect in an ultrasonic flaw detection test. .
さらに、構造物に鋼板を使用する場合は、一般に溶接接合が用いられ、安全性の観点から、使用される鋼材の母材靭性は勿論のこと、溶接熱影響部（ＨＡＺと称することもある）の靭性に優れることが要求される。 Furthermore, when steel plates are used for the structure, generally welded joints are used, and from the viewpoint of safety, the base metal toughness of the steel materials used as well as the weld heat affected zone (sometimes referred to as HAZ). It is required to have excellent toughness.
近年では、上述したように建築構造物の大型化に伴い、使用鋼材の厚肉化が要望され、構造物の施工能率向上と施工コストの低減の観点から、大入熱溶接の適用範囲が拡大している。高層建築物に用いられるボックス柱では、サブマージアーク溶接やエレクトロスラグ溶接などの溶接入熱量が４００ｋＪ／ｃｍを超えるような超大入熱溶接が適用されている。 In recent years, as described above, with the increase in the size of building structures, the use of thicker steel materials has been demanded, and the application range of large heat input welding has been expanded from the viewpoint of improving the construction efficiency of the structures and reducing the construction costs. doing. For box columns used for high-rise buildings, super-high heat input welding such as submerged arc welding, electroslag welding, or the like in which the heat input exceeds 400 kJ / cm is applied.
また、近年、建築構造物の耐震性向上が求められ、溶接継手部についても、高い靭性を有することが要求されるようになっている。例えば、柱−梁接合部については、０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが４７Ｊを超えるような、高い靭性を有することが要求されている。 In recent years, improvement in earthquake resistance of building structures has been demanded, and welded joints are also required to have high toughness. For example, the column-beam joint is required to have high toughness such that the Charpy absorbed energy at 0 ° C. exceeds 47 J.
一般に、鋼材に大入熱溶接を適用した際に最も問題となるのは、溶接熱影響部のボンド部における靭性劣化である。ボンド部では、大入熱溶接時に溶融点直下の高温に曝されて、オーステナイトの結晶粒が最も粗大化し、また引き続く冷却によって、脆弱な上部ベイナイト組織に変態し、脆化組織である島状マルテンサイトが生成して靭性が低下する。そのため、高強度、低降伏比、高靭性といった母材機械的特性と溶接熱影響部靭性とを併せ持った厚鋼板が要望されており、種々の提案がなされている。 Generally, when the high heat input welding is applied to the steel material, the most serious problem is toughness deterioration in the bond portion of the weld heat affected zone. The bond part is exposed to a high temperature just below the melting point during high heat input welding, the austenite crystal grains become the most coarse, and the subsequent cooling transforms into a brittle upper bainite structure, which is an island-like martensite that is an embrittled structure. Sites form and toughness decreases. Therefore, a thick steel plate having both base metal mechanical properties such as high strength, low yield ratio, and high toughness and weld heat affected zone toughness has been demanded, and various proposals have been made.
特許文献１、特許文献２には、熱間圧延後の鋼板を焼入れした後、再度フェライト＋オーステナイトの２相域まで加熱して焼入れを行うことにより、高強度化と低降伏比化を達成することが記載されている。 Patent Document 1 and Patent Document 2 achieve high strength and low yield ratio by quenching a steel sheet after hot rolling and then heating and quenching again to a two-phase region of ferrite + austenite. It is described.
特許文献３には、圧延後、直ちに焼入れする直接焼入れ法により、焼入れ後のミクロ組織をベイナイト相あるいはマルテンサイト相とした後、再度フェライト＋オーステナイトの２相域まで加熱して焼ならしを行うことにより、高強度化と低降伏比化を達成することが記載されている。 According to Patent Document 3, after quenching, the microstructure after quenching is converted to a bainite phase or a martensite phase, and then heated to a ferrite + austenite two-phase region for normalizing. It is described that high strength and low yield ratio can be achieved.
特許文献４には、圧延後、一定時間経過し、フェライトを析出させた後、焼入れを行う直接焼入れ法により、フェライト相＋マルテンサイト相の２相組織とし、高強度化と低降伏比化を達成することが記載されている。 In Patent Document 4, after a certain period of time has passed after rolling, ferrite is precipitated, and then a direct quenching method in which quenching is performed to obtain a two-phase structure of ferrite phase + martensite phase, thereby increasing strength and reducing yield ratio. It is described to achieve.
特許文献５には、成分調整の後、圧延後直接焼入れ法により、残留オーステナイト（残留γと称することもある。）を生成させることにより、母材の高強度化と低降伏比化と溶接部の高靭性を達成することが記載されている。 In Patent Document 5, after the components are adjusted, residual austenite (also referred to as residual γ) is generated by direct quenching after rolling, thereby increasing the strength of the base metal, reducing the yield ratio, and welding. Achieving high toughness is described.
しかしながら、特許文献１、特許文献２および特許文献３に記載された技術では、２段以上の熱処理プロセスが用いられているため、製造コストの上昇と工程の増加が懸念される。また、特許文献４および特許文献５に記載された技術では、製造条件や鋼板内位置により、フェライトとマルテンサイト相の体積分率が変化しやすく、高強度化と低降伏比を安定的に得るために製造条件を調整する操業負荷が大きい。 However, in the techniques described in Patent Document 1, Patent Document 2, and Patent Document 3, since two or more stages of heat treatment processes are used, there is a concern about an increase in manufacturing cost and an increase in processes. In the techniques described in Patent Document 4 and Patent Document 5, the volume fraction of the ferrite and martensite phases is likely to change depending on the manufacturing conditions and the position in the steel sheet, and a high strength and a low yield ratio can be stably obtained. Therefore, the operation load for adjusting the manufacturing conditions is large.
さらに、特許文献１〜５に記載された技術では、溶接入熱量が４００ｋＪ／ｃｍを超えるような大入熱溶接の溶接熱影響部靭性を安定して達成することを想定していない。 Furthermore, in the techniques described in Patent Documents 1 to 5, it is not assumed that the welding heat affected zone toughness of high heat input welding in which the welding heat input exceeds 400 kJ / cm is stably achieved.
本発明は、かかる事情に鑑み、１回の熱処理で製造することが可能であり、安定した母材性能を備えるとともに、溶接入熱量が４００ｋＪ／ｃｍを超えるような大入熱溶接においても高い溶接熱影響部靭性を有する低降伏比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。 In view of such circumstances, the present invention can be manufactured by a single heat treatment, has stable base material performance, and has high welding even in large heat input welding where the heat input of welding exceeds 400 kJ / cm. An object of the present invention is to provide a low-yield-ratio high-tensile steel plate having heat-affected zone toughness and a method for producing the same.
本発明者らは、上記課題を達成するために、鋭意研究を行い、以下の知見を得た。
（１）熱間圧延後の厚鋼板に特定条件で再加熱処理を施すことにより、音響異方性の小さい厚鋼板を製造することができる。その際、再加熱後に特定のパターンで冷却を行うことにより、１回の熱処理でミクロ組織をベイナイト＋島状マルテンサイトとし、低降伏比を達成することができる。
In order to achieve the above-mentioned problems, the present inventors have conducted intensive research and obtained the following knowledge.
(1) A thick steel plate having small acoustic anisotropy can be produced by subjecting the thick steel plate after hot rolling to reheating treatment under specific conditions. At that time, by cooling in a specific pattern after reheating, the microstructure becomes bainite + island martensite by a single heat treatment, and a low yield ratio can be achieved.
（２）溶接入熱量が４００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接の溶接熱影響部で高靭性を安定して達成するためには、鋼の成分組成を適切な範囲とする必要がある。その際、Ｔｉ含有量およびＮ含有量、ならびにそれらのバランスを厳格に制御して、溶接熱影響部でのオーステナイト粒の成長を抑制することが特に重要である。 (2) In order to stably achieve high toughness in the weld heat affected zone of high heat input welding where the heat input of welding exceeds 400 kJ / cm, it is necessary to make the steel component composition within an appropriate range. At that time, it is particularly important to strictly control the Ti content and N content, and the balance between them to suppress the growth of austenite grains in the weld heat affected zone.
本発明は、上記知見を元に、さらに検討を加えて完成されたものである。本発明の要旨は次のとおりである。 The present invention has been completed based on the above findings and further studies. The gist of the present invention is as follows.
１．質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．１３％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．８〜３．０％、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｔｉ：０．００４〜０．０３０％、および
Ｎ ：０．００１５〜０．００６５％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、
Ｎ含有量（質量％）に対するＴｉ含有量（質量％）の比Ｔｉ／Ｎが２．０超、４．２未満である成分組成を有し、
旧オーステナイト粒の平均円相当径が１０〜４０μｍ、
旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が３．０以下、
ベイナイト相の面積分率が８０％以上、
島状マルテンサイトの面積分率が５〜２０％、
島状マルテンサイトの平均円相当径が１．０〜５．０μｍ、かつ
島状マルテンサイトの個数密度が１．０×１０３〜５．０×１０５個／ｍｍ２であるミクロ組織を有する、低降伏比高張力厚鋼板。
1. % By mass
C: 0.03-0.13%,
Si: 0.01 to 0.50%,
Mn: 0.8 to 3.0%,
P: 0.015% or less,
S: 0.0050% or less,
Al: 0.005 to 0.1%,
Ti: 0.004-0.030%, and N: 0.0015-0.0065%,
The balance consists of Fe and inevitable impurities, and
The ratio Ti / N of Ti content (% by mass) to N content (% by mass) has a component composition of more than 2.0 and less than 4.2,
The average equivalent circle diameter of the prior austenite grains is 10 to 40 μm,
The average aspect ratio of the prior austenite grains is 3.0 or less,
The area fraction of the bainite phase is 80% or more,
The area fraction of island martensite is 5-20%,
It has a microstructure in which the average equivalent circle diameter of island martensite is 1.0 to 5.0 μm and the number density of island martensite is 1.0 × 10 3 to 5.0 × 10 5 pieces / mm 2 , Low yield ratio high tensile steel plate.
２．前記成分組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
Ｃｒ：１．５％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｖ ：０．２％以下、
Ｃａ：０．００５％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｍｇ：０．００５％以下、および
Ｂ：０．００５％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、上記１に記載の低降伏比高張力厚鋼板。
2. The component composition is mass%,
Cu: 0.01 to 1.0%,
Ni: 0.01 to 2.0%,
Cr: 1.5% or less,
Mo: 1.0% or less,
Nb: 0.1% or less,
V: 0.2% or less,
Ca: 0.005% or less,
REM: 0.02% or less,
The low yield ratio high-tensile thick steel plate according to the above 1, further comprising one or more selected from the group consisting of Mg: 0.005% or less and B: 0.005% or less.
３．質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．１３％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．８〜３．０％、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｔｉ：０．００４〜０．０３０％、および
Ｎ ：０．００１５〜０．００６５％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、
Ｎ含有量（質量％）に対するＴｉ含有量（質量％）の比Ｔｉ／Ｎが２．０超、４．２未満である成分組成を有する鋼素材を熱間圧延して厚鋼板とする熱間圧延工程と、
前記厚鋼板を、９００〜１０００℃の再加熱温度まで再加熱し、前記再加熱温度に１０分以上保持する再加熱工程と、
前記再加熱工程後の厚鋼板を、Ａｒ３変態点以上の冷却開始温度から、板厚１／４位置における平均冷却速度：１〜２００℃／ｓで、４００〜５５０℃の冷却停止温度まで冷却する第１水冷工程と、
前記第１水冷工程後の厚鋼板を３０〜３００ｓ空冷する空冷工程と、
前記空冷工程後の厚鋼板を、板厚１／４位置における平均冷却速度：１〜２００℃／ｓで、３００℃以下の冷却停止温度まで冷却する第２水冷工程とを有する、
低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。
3. % By mass
C: 0.03-0.13%,
Si: 0.01 to 0.50%,
Mn: 0.8 to 3.0%,
P: 0.015% or less,
S: 0.0050% or less,
Al: 0.005 to 0.1%,
Ti: 0.004-0.030%, and N: 0.0015-0.0065%,
The balance consists of Fe and inevitable impurities, and
The ratio of Ti content (mass%) to N content (mass%) Ti / N is more than 2.0 and hot rolled a steel material having a component composition of less than 4.2 to form a thick steel plate Rolling process;
A reheating step of reheating the thick steel plate to a reheating temperature of 900 to 1000 ° C., and maintaining the reheating temperature for 10 minutes or more;
The thick steel plate after the reheating step is cooled from the cooling start temperature not lower than the Ar 3 transformation point to a cooling stop temperature of 400 to 550 ° C. at an average cooling rate of 1 to 200 ° C./s at the thickness 1/4 position. A first water cooling step to perform,
An air cooling step of air cooling the thick steel plate after the first water cooling step for 30 to 300 seconds;
A second water cooling step of cooling the thick steel plate after the air cooling step to a cooling stop temperature of 300 ° C. or less at an average cooling rate of 1 to 200 ° C./s at a plate thickness 1/4 position;
A method for producing a high yield thick steel plate with a low yield ratio.
４．前記成分組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
Ｃｒ：１．５％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｖ ：０．２％以下、
Ｃａ：０．００５％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｍｇ：０．００５％以下、および
Ｂ ：０．００５％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、上記３に記載の低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。
4). The component composition is mass%,
Cu: 0.01 to 1.0%,
Ni: 0.01 to 2.0%,
Cr: 1.5% or less,
Mo: 1.0% or less,
Nb: 0.1% or less,
V: 0.2% or less,
Ca: 0.005% or less,
REM: 0.02% or less,
4. The method for producing a low-yield ratio high-tensile steel plate according to 3 above, further comprising 1 or 2 or more selected from the group consisting of Mg: 0.005% or less and B: 0.005% or less.
５．前記第２水冷工程後の厚鋼板を、４００℃以上Ａｃ１変態点未満の焼き戻し温度で焼き戻す焼き戻し工程をさらに有する、上記３または４に記載の低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。 5. The method for producing a low yield ratio high strength thick steel plate according to 3 or 4, further comprising a tempering step of tempering the thick steel plate after the second water cooling step at a tempering temperature of 400 ° C or higher and lower than the Ac 1 transformation point. .
本発明によれば、音響異方性が小さく、溶接入熱量が４００ｋＪ／ｃｍを超えるような大入熱溶接であっても溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板を得ることができる。また、本発明によれば、低降伏比高張力厚鋼板を、少ない熱処理プロセスで安定して製造することができる。そのため、本発明は、鋼構造物の大型化、耐震性の向上、および施工能率向上に大きく寄与し、産業上格段の効果を奏する。 According to the present invention, it is possible to obtain a high yield thick steel plate having a low yield ratio and excellent weld heat-affected zone toughness even with high heat input welding with small acoustic anisotropy and a welding heat input exceeding 400 kJ / cm. Can do. Moreover, according to this invention, a low yield ratio high-tensile thick steel plate can be manufactured stably with few heat treatment processes. Therefore, the present invention greatly contributes to the increase in the size of steel structures, the improvement in earthquake resistance, and the improvement in construction efficiency, and has a remarkable industrial effect.
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、以下の説明は、本発明の好適な一実施態様を示すものであり、本発明は、以下の説明によって何ら限定されるものではない。 Hereinafter, embodiments of the present invention will be described. The following description shows a preferred embodiment of the present invention, and the present invention is not limited to the following description.
［成分組成］
本発明の低降伏比高張力厚鋼板、および低降伏比高張力厚鋼板の製造に用いる鋼素材は、上述した成分組成を有する必要がある。以下、前記成分組成に含まれる各成分について説明する。なお、特に断らない限り、各成分の含有量を表す「％」は、「質量％」を意味する。
[Ingredient composition]
The steel material used for the production of the low yield ratio high strength thick steel plate of the present invention and the low yield ratio high strength thick steel plate needs to have the above-described component composition. Hereinafter, each component contained in the component composition will be described. Unless otherwise specified, “%” representing the content of each component means “mass%”.
Ｃ：０．０３〜０．１３％
Ｃは、鋼の強度を増加させ、構造用鋼材として必要な強度を確保する効果を有する元素である。前記効果を得るために、Ｃ含有量を０．０３％以上とする。Ｃ含有量は、０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃ含有量が０．１３％を超えると、特に大入熱溶接熱影響部の靭性を顕著に劣化させるとともに、耐溶接割れ性および母材の低温靭性が低下する。そのため、Ｃ含有量を０．１３％以下とする。Ｃ含有量は、０．０８％以下とすることが好ましい。
C: 0.03-0.13%
C is an element that has the effect of increasing the strength of steel and ensuring the strength necessary for structural steel. In order to acquire the said effect, C content shall be 0.03% or more. The C content is preferably 0.05% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.13%, particularly the toughness of the high heat input welding heat-affected zone is remarkably deteriorated, and the weld crack resistance and the low temperature toughness of the base material are lowered. Therefore, the C content is 0.13% or less. The C content is preferably 0.08% or less.
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％
Ｓｉは、脱酸材として機能するとともに、母材強度を高める効果を有する元素である。前記効果を得るために、Ｓｉ含有量を０．０１％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、島状マルテンサイトの生成が促進され、靭性や溶接性の低下が顕在化する。そのため、Ｓｉ含有量を０．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は０．３５％以下とすることが好ましい。
Si: 0.01 to 0.50%
Si is an element that functions as a deoxidizing material and has an effect of increasing the strength of the base material. In order to acquire the said effect, Si content shall be 0.01% or more. On the other hand, when the Si content exceeds 0.50%, the generation of island martensite is promoted, and the deterioration of toughness and weldability becomes obvious. Therefore, the Si content is 0.50% or less. The Si content is preferably 0.35% or less.
Ｍｎ：０．８〜３．０％
Ｍｎは、鋼の強度を増加させる効果を有する元素である。大入熱溶接熱影響部のミクロ組織中の島状マルテンサイトを低減し、微細化することで靭性を確保するとともに、６３０ＭＰａ以上の母材の降伏強さを確保するためには、Ｍｎ含有量を０．８％以上とする必要がある。Ｍｎ含有量は１．５％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、母材の靭性および溶接熱影響部靭性が著しく劣化する。そのため、Ｍｎ含有量は３．０％以下とする。Ｍｎ含有量は２．８％以下とすることが好ましい。
Mn: 0.8 to 3.0%
Mn is an element having an effect of increasing the strength of steel. In order to secure the toughness by reducing and refining the island-like martensite in the microstructure of the high heat input welding heat-affected zone, and to ensure the yield strength of the base material of 630 MPa or more, the Mn content is 0 It should be 8% or more. The Mn content is preferably 1.5% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 3.0%, the toughness of the base metal and the weld heat affected zone toughness deteriorate significantly. Therefore, the Mn content is 3.0% or less. The Mn content is preferably 2.8% or less.
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、ＨＡＺ組織において島状マルテンサイトに濃化し、島状マルテンサイトの生成を助長するため、ＨＡＺ靭性を低下させる。そのため、ＨＡＺ靭性向上のためにはＰを低減することが望ましい。よって、Ｐ含有量は０．０１５％以下とする。
P: 0.015% or less P is concentrated in island-like martensite in the HAZ structure and promotes the formation of island-like martensite, thus reducing the HAZ toughness. Therefore, it is desirable to reduce P in order to improve HAZ toughness. Therefore, the P content is 0.015% or less.
Ｓ：０．００５０％以下
Ｓは、母材の低温靭性を劣化させる元素であり、できるだけ低減することが望ましい。Ｓ含有量が０．００５０％を超えて含有すると、前記低温靭性の劣化が顕著となるため、Ｓ含有量は０．００５０％以下とする。
S: 0.0050% or less S is an element that degrades the low temperature toughness of the base material, and it is desirable to reduce it as much as possible. If the S content exceeds 0.0050%, the low temperature toughness deteriorates significantly, so the S content is set to 0.0050% or less.
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であり、高張力鋼の溶鋼脱酸プロセスにおいて、もっとも汎用的に使われる。また、Ａｌは、鋼中のＮをＡｌＮとして固定し、母材の靭性向上に寄与する。前記効果を得るために、Ａｌ含有量は０．００５％以上とする。Ａｌ含有量は、０．０１０％以上とすることが好ましい。一方、Ａｌ含有量が０．１％を超えると、母材の靭性が低下するとともに、溶接時に溶接金属部にＡｌが混入して靭性を劣化させる。そのため、Ａｌ含有量は０．１％以下とする。Ａｌ含有量は０．０７％以下とすることが好ましい。
Al: 0.005 to 0.1%
Al is an element that acts as a deoxidizer and is most commonly used in the molten steel deoxidation process of high-strength steel. Moreover, Al fixes N in steel as AlN, and contributes to the toughness improvement of a base material. In order to acquire the said effect, Al content shall be 0.005% or more. The Al content is preferably 0.010% or more. On the other hand, if the Al content exceeds 0.1%, the toughness of the base material is lowered, and Al is mixed into the weld metal part during welding, thereby deteriorating the toughness. Therefore, the Al content is 0.1% or less. The Al content is preferably 0.07% or less.
Ｔｉ：０．００４〜０．０３０％
Ｔｉは、Ｎとの親和力が強く、凝固時にＴｉＮとして析出する。高温でも安定なＴｉＮのピンニング効果により、大入熱溶接熱影響部でのオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制することで、溶接熱影響部の靭性を向上させることができる。前記効果を得るために、Ｔｉ含有量を０．００４％以上とする必要がある。Ｔｉ含有量は０．００６％以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．０３０％を超えると、ＴｉＮ粒子が粗大化し、オーステナイト粒の粗大化抑制効果が飽和する。そのため、Ｔｉ含有量は０．０３０％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０２５％以下とすることが好ましい。
Ti: 0.004 to 0.030%
Ti has a strong affinity with N and precipitates as TiN during solidification. By suppressing the coarsening of austenite crystal grains in the high heat input welding heat affected zone by the pinning effect of TiN that is stable even at high temperatures, the toughness of the weld heat affected zone can be improved. In order to acquire the said effect, it is necessary to make Ti content 0.004% or more. The Ti content is preferably 0.006% or more. On the other hand, when the Ti content exceeds 0.030%, TiN particles are coarsened and the effect of suppressing the coarsening of austenite grains is saturated. Therefore, the Ti content is 0.030% or less. The Ti content is preferably 0.025% or less.
Ｎ：０．００１５〜０．００６５％
Ｎは、ＴｉＮを確保するために必要な元素であり、０．００１５％未満では十分なＴｉＮ量が確保できない。そのため、Ｎ含有量は０．００１５％以上とする。Ｎ含有量は、０．００３０％以上とすることが好ましい。一方、Ｎ含有量が０．００６５％を超えると、固溶Ｎ量の増加により、母材および溶接部靭性が著しく低下する。そのため、Ｎ含有量は０．００６５％以下とする。Ｎ含有量は０．００６０％以下とすることが好ましい。
N: 0.0015 to 0.0065%
N is an element necessary for securing TiN, and if it is less than 0.0015%, a sufficient amount of TiN cannot be secured. Therefore, the N content is 0.0015% or more. The N content is preferably 0.0030% or more. On the other hand, if the N content exceeds 0.0065%, the toughness of the base metal and the welded portion is significantly lowered due to the increase in the amount of solute N. Therefore, the N content is 0.0065% or less. The N content is preferably 0.0060% or less.
本発明の一実施形態における成分組成は、上記元素と、残部のＦｅおよび不可避的不純物からなる。 The component composition in one embodiment of the present invention is composed of the above elements, the remaining Fe, and inevitable impurities.
本発明の他の実施形態においては、上記成分組成が、任意に、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇ、およびＢからなる群より選択される１または２以上をさらに含有することができる。 In another embodiment of the present invention, the component composition is arbitrarily selected from one or more selected from the group consisting of Cu, Ni, Cr, Mo, Nb, V, Ca, REM, Mg, and B. Furthermore, it can contain.
Ｃｕ：０．０１〜１．０％
Ｃｕは、高靭性を保ちつつ強度を増加させることが可能な元素である。加えてＣｕは、大入熱溶接熱影響部靭性への影響も小さいため、高強度化のために有用な元素である。Ｃｕを含有する場合には、前記効果を得るために、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とする。Ｃｕ含有量は０．１０％以上とすることが好ましく、０．２０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｃｕ含有量が１．０％を超えると熱間脆性を生じて鋼板の表面性状が劣化するため、Ｃｕ含有量は１．０％以下とする。Ｃｕ含有量は０．７％以下とすることが好ましい。
Cu: 0.01 to 1.0%
Cu is an element capable of increasing strength while maintaining high toughness. In addition, Cu is a useful element for increasing the strength because it has little influence on the toughness of the high heat input welding heat affected zone. When it contains Cu, in order to acquire the said effect, Cu content shall be 0.01% or more. The Cu content is preferably 0.10% or more, and more preferably 0.20% or more. On the other hand, if the Cu content exceeds 1.0%, hot brittleness occurs and the surface properties of the steel sheet deteriorate, so the Cu content is 1.0% or less. The Cu content is preferably 0.7% or less.
Ｎｉ：０．０１〜２．０％
Ｎｉは、Ｃｕと同様、高靭性を保ちつつ強度を増加させることが可能な元素である。加えてＮｉは、大入熱溶接熱影響部靭性への影響も小さいため、高強度化のために有用な元素である。Ｎｉを含有する場合には、前記効果を得るために、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とする。Ｎｉ含有量は０．１０％以上とすることが好ましく、０．２０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｎｉ含有量が２．０％を超えると、添加効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利になる。そのため、Ｎｉ含有量は２．０％以下とする。Ｎｉ含有量は１．７％以下とすることが好ましい。
Ni: 0.01 to 2.0%
Ni, like Cu, is an element that can increase strength while maintaining high toughness. In addition, Ni is a useful element for increasing the strength because it has little influence on the toughness of the high heat input welding heat-affected zone. In the case of containing Ni, the Ni content is set to 0.01% or more in order to obtain the above effect. The Ni content is preferably 0.10% or more, and more preferably 0.20% or more. On the other hand, if the Ni content exceeds 2.0%, the effect of addition is saturated, and an effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous. Therefore, the Ni content is 2.0% or less. The Ni content is preferably 1.7% or less.
Ｃｒ：１．５％以下
Ｃｒは、鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｃｒ含有量が１．５％を超えると大入熱溶接熱影響部靭性が劣化するため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量を１．５％以下とする。なお、Ｃｒによる強度向上効果を得るという観点からは、Ｃｒ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。
Cr: 1.5% or less Cr is an element that contributes to improving the strength of steel, and can be optionally contained depending on the desired strength. However, if the Cr content exceeds 1.5%, the high heat input welding heat-affected zone toughness deteriorates. Therefore, when Cr is contained, the Cr content is set to 1.5% or less. In addition, it is preferable that Cr content shall be 0.05% or more from a viewpoint of obtaining the strength improvement effect by Cr.
Ｍｏ：１．０％以下
Ｍｏは、Ｃｒと同様、鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると大入熱溶接熱影響部靭性が劣化するため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量を１．０％以下とする。なお、Ｍｏによる強度向上効果を得るという観点からは、Ｍｏ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。
Mo: 1.0% or less Mo, like Cr, is an element that contributes to improving the strength of steel, and can be optionally contained depending on the desired strength. However, if the Mo content exceeds 1.0%, the high heat input welding heat-affected zone toughness deteriorates. Therefore, when Mo is contained, the Mo content is set to 1.0% or less. In addition, it is preferable to make Mo content into 0.05% or more from a viewpoint of obtaining the strength improvement effect by Mo.
Ｎｂ：０．１％以下
Ｎｂは、Ｃｒ、Ｍｏと同様、鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｎｂ含有量が０．１％を超えると母材靭性および大入熱溶接熱影響部靭性が劣化するため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量を０．１％以下とする。なお、Ｎｂによる強度向上効果を得るという観点からは、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
Nb: 0.1% or less Nb, like Cr and Mo, is an element that contributes to improving the strength of steel, and can be optionally contained depending on the desired strength. However, if the Nb content exceeds 0.1%, the base material toughness and the high heat input welding heat-affected zone toughness deteriorate, so when Nb is contained, the Nb content is set to 0.1% or less. In addition, it is preferable that Nb content shall be 0.005% or more from a viewpoint of obtaining the strength improvement effect by Nb.
Ｖ：０．２％以下
Ｖは、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂと同様、鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｖ含有量が０．２％を超えると大入熱溶接熱影響部靭性が劣化するため、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量を０．２％以下とする。なお、Ｖによる強度向上効果を得るという観点からは、Ｖ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
V: 0.2% or less V, like Cr, Mo, and Nb, is an element that contributes to improving the strength of steel, and can be optionally contained depending on the desired strength. However, if the V content exceeds 0.2%, the high heat input welding heat-affected zone toughness deteriorates. Therefore, when V is contained, the V content is set to 0.2% or less. From the viewpoint of obtaining the effect of improving the strength by V, the V content is preferably 0.01% or more.
Ｃａ：０．００５％以下
Ｃａは、結晶粒を微細化することによって靭性を向上させる効果を有する元素であり、所望する特性に応じて任意に含有できる。しかし、Ｃａ含有量が０．００５％を超えると、添加効果が飽和するため、Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量を０．００５％以下とする。なお、Ｃａによる靭性向上効果を得るという観点からは、Ｃａ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ca: 0.005% or less Ca is an element having an effect of improving toughness by refining crystal grains, and can be optionally contained according to desired characteristics. However, when the Ca content exceeds 0.005%, the effect of addition is saturated. Therefore, when Ca is contained, the Ca content is set to 0.005% or less. In addition, it is preferable to make Ca content 0.001% or more from a viewpoint of obtaining the toughness improvement effect by Ca.
ＲＥＭ：０．０２％以下
ＲＥＭ（希土類金属）は、Ｃａと同様に靭性向上効果を有しており、所望する特性に応じて任意に含有できる。しかし、ＲＥＭ含有量が０．０２％を超えると、添加効果が飽和するため、ＲＥＭを含有する場合、ＲＥＭ含有量を０．０２％以下とする。なお、ＲＥＭによる靭性向上効果を得るという観点からは、ＲＥＭ含有量を０．００２％以上とすることが好ましい。
REM: 0.02% or less REM (rare earth metal) has an effect of improving toughness like Ca, and can be arbitrarily contained depending on desired properties. However, when the REM content exceeds 0.02%, the effect of addition is saturated. Therefore, when REM is contained, the REM content is set to 0.02% or less. In addition, it is preferable to make REM content 0.002% or more from a viewpoint of obtaining the toughness improvement effect by REM.
Ｍｇ：０．００５％以下
Ｍｇは、Ｃａと同様に結晶粒を微細化することによって靭性を向上させる効果を有する元素であり、所望する特性に応じて任意に含有できる。しかし、Ｍｇ含有量が０．００５％を超えると、添加効果が飽和するため、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量を０．００５％以下とする。なお、Ｍｇによる靭性向上効果を得るという観点からは、Ｍｇ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Mg: 0.005% or less Mg is an element having an effect of improving toughness by refining crystal grains in the same manner as Ca, and can be arbitrarily contained depending on desired characteristics. However, if the Mg content exceeds 0.005%, the effect of addition is saturated. Therefore, when Mg is contained, the Mg content is set to 0.005% or less. In addition, it is preferable that Mg content shall be 0.001% or more from a viewpoint of obtaining the toughness improvement effect by Mg.
Ｂ：０．００５％以下
Ｂは、焼入れ性を向上させることにより、鋼の強度を向上させる作用を有する元素である。また、Ｂは、大入熱溶接時には、溶接熱影響部において固溶窒素を窒化物として固着することにより靭性を向上させる効果を有している。しかしＢ含有量が０．００５％を超えると、焼入れ性が過度に高くなり、母材の靭性および延性が低下する。そのため、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量を０．００５％以下とする。Ｂ含有量は０．００２０％以下とすることが好ましい。なお、Ｂの添加効果を得るという観点からは、Ｂ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。
B: 0.005% or less B is an element having an effect of improving the strength of steel by improving the hardenability. Further, B has an effect of improving toughness by fixing solute nitrogen as a nitride in the welding heat affected zone during high heat input welding. However, if the B content exceeds 0.005%, the hardenability becomes excessively high, and the toughness and ductility of the base material decrease. Therefore, when B is contained, the B content is set to 0.005% or less. The B content is preferably 0.0020% or less. From the viewpoint of obtaining the effect of addition of B, the B content is preferably set to 0.0003% or more.
Ｔｉ／Ｎ：２．０超、４．２未満
さらに本発明においては、低降伏比高張力厚鋼板の成分組成、および低降伏比高張力厚鋼板の製造に用いる鋼素材の成分組成におけるＮ含有量（質量％）に対するＴｉ含有量（質量％）の比（以下、単に「Ｔｉ／Ｎ」という）が、２．０＜（Ｔｉ／Ｎ）＜４．２の条件を満たすことが重要である。先に説明したように、ＴｉＮはピンニング効果により大入熱溶接熱影響部でのオーステナイト結晶粒の成長を抑制し、溶接熱影響部靭性を向上させる効果を有している。しかし、Ｔｉ／Ｎが２．０以下であると、前記効果を得るため必要なＴｉＮ量を確保できず、溶接熱影響部靭性に劣る。そのため、Ｔｉ／Ｎを２．０超とする。Ｔｉ／Ｎは２．４以上とすることが好ましく、２．６以上とすることがより好ましく、２．８以上とすることがさらに好ましい。一方、Ｔｉ／Ｎが４．２以上であると、ＴｉＣ粒子の生成およびＴｉＮの粗大化のため、母材靭性および溶接熱影響部靭性が劣化する。そのため、Ｔｉ／Ｎは４．２未満とする。Ｔｉ／Ｎは４．１以下とすることが好ましく、４．０以下とすることがより好ましい。
Ti / N: More than 2.0 and less than 4.2 Further, in the present invention, the N content in the component composition of the steel material used for the production of the low yield ratio high strength thick steel plate and the low yield ratio high strength thick steel plate It is important that the ratio of Ti content (mass%) to the quantity (mass%) (hereinafter simply referred to as “Ti / N”) satisfies the condition of 2.0 <(Ti / N) <4.2. . As described above, TiN has the effect of suppressing the growth of austenite crystal grains in the high heat input welding heat affected zone by the pinning effect and improving the toughness of the weld heat affected zone. However, when Ti / N is 2.0 or less, the amount of TiN necessary for obtaining the above effect cannot be secured, and the weld heat affected zone toughness is inferior. Therefore, Ti / N is set to more than 2.0. Ti / N is preferably 2.4 or more, more preferably 2.6 or more, and even more preferably 2.8 or more. On the other hand, when Ti / N is 4.2 or more, the base material toughness and the weld heat affected zone toughness deteriorate due to the generation of TiC particles and the coarsening of TiN. Therefore, Ti / N is less than 4.2. Ti / N is preferably 4.1 or less, and more preferably 4.0 or less.
［ミクロ組織］
本発明の低降伏比高張力厚鋼板は、以下の条件をすべて満たすミクロ組織を有する必要がある。
・旧オーステナイト粒の平均円相当径が１０〜４０μｍ。
・旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が３．０以下。
・ベイナイト相の面積分率が８０％以上。
・島状マルテンサイトの面積分率が５〜２０％。
・島状マルテンサイトの平均円相当径が１．０〜５．０μｍ。
・島状マルテンサイトの個数密度が１．０×１０３〜５．０×１０５個／ｍｍ２。
以下、ミクロ組織を上記の範囲に限定する理由について説明する。
[Microstructure]
The low yield ratio high-tensile thick steel plate of the present invention needs to have a microstructure that satisfies all the following conditions.
-The average equivalent circle diameter of the prior austenite grains is 10 to 40 μm.
-The average aspect ratio of prior austenite grains is 3.0 or less.
-The area fraction of the bainite phase is 80% or more.
-The area fraction of island martensite is 5 to 20%.
-The average equivalent circle diameter of island martensite is 1.0 to 5.0 μm.
-The number density of island-like martensite is 1.0 * 10 < 3 > -5.0 * 10 < 5 > pieces / mm < 2 >.
Hereinafter, the reason for limiting the microstructure to the above range will be described.
（島状マルテンサイト）
本発明では、低降伏比高張力厚鋼板のミクロ組織が、硬質相第２相として島状マルテンサイト（Martensite-Austenite constituent、以下、単に「ＭＡ」という場合がある）を含むことが重要である。まず、この島状マルテンサイトについて説明する。
(Island martensite)
In the present invention, it is important that the microstructure of the low-yield-ratio high-tensile thick steel plate includes island-like martensite (hereinafter sometimes simply referred to as “MA”) as the second phase of the hard phase. . First, the island martensite will be described.
面積分率：５〜２０％
ＭＡは転位密度が非常に高く、また、Ｃが濃縮しているため、母相と比べて非常に硬い相である。したがって、ＭＡを含むミクロ組織とすることにより、引張強さ（ＴＳ）を向上させるとともに、多量に導入された可動転位によって降伏強さ（ＹＰ）の上昇を抑制できるため、高強度と低降伏比の両立に有効である。ＭＡの面積分率が５％未満では、前記のような高強度化と低降伏比化の効果が得られないため、ＭＡの面積分率は５％以上とする。ＭＡの面積分率は６％以上とすることが好ましい。一方、ＭＡの面積分率が２０％を超えると、母材の延性および靭性が劣化する。そのため、ＭＡの面積分率は２０％以下とする。ＭＡの面積分率は１６％以下とすることが好ましい。
Area fraction: 5-20%
MA is a very hard phase compared to the parent phase because the dislocation density is very high and C is concentrated. Therefore, by using a microstructure containing MA, the tensile strength (TS) can be improved, and the increase in yield strength (YP) can be suppressed by a large amount of movable dislocations. It is effective for both. If the area fraction of MA is less than 5%, the effects of increasing the strength and reducing the yield ratio as described above cannot be obtained, so the area fraction of MA is set to 5% or more. The area fraction of MA is preferably 6% or more. On the other hand, when the area fraction of MA exceeds 20%, the ductility and toughness of the base material deteriorate. Therefore, the area fraction of MA is 20% or less. The area fraction of MA is preferably 16% or less.
平均円相当径：１．０〜５．０μｍ
ＭＡの平均円相当径が１．０μｍ未満では、上記のような高強度化と低降伏比化の効果が得られない。そのため、ＭＡの平均円相当径は１．０μｍ以上とする。一方、ＭＡの平均円相当径が５．０μｍを超えると溶接部の靭性が劣化する。そのため、ＭＡの平均円相当径は５．０μｍ以下とする。
Average equivalent circle diameter: 1.0 to 5.0 μm
If the average equivalent circle diameter of MA is less than 1.0 μm, the effects of increasing the strength and reducing the yield ratio as described above cannot be obtained. Therefore, the average equivalent circle diameter of MA is 1.0 μm or more. On the other hand, if the average equivalent circle diameter of MA exceeds 5.0 μm, the toughness of the welded portion deteriorates. Therefore, the average equivalent circle diameter of MA is 5.0 μm or less.
個数密度：１．０×１０３〜５．０×１０５個／ｍｍ２
ＭＡの個数密度が１．０×１０３個／ｍｍ２未満であると、所望の低降伏比が得られない。そのため、ＭＡの個数密度は１．０×１０３個／ｍｍ２以上とする。一方、ＭＡの個数密度が５．０×１０５個／ｍｍ２を超えると溶接性が低下する。そのため、ＭＡの個数密度は５．０×１０５個／ｍｍ２以下とする。
Number density: 1.0 × 10 3 to 5.0 × 10 5 pieces / mm 2
When the number density of MA is less than 1.0 × 10 3 pieces / mm 2 , a desired low yield ratio cannot be obtained. Therefore, the number density of MA is 1.0 × 10 3 pieces / mm 2 or more. On the other hand, if the number density of MA exceeds 5.0 × 10 5 pieces / mm 2 , the weldability deteriorates. Therefore, the number density of MA is 5.0 × 10 5 pieces / mm 2 or less.
なお、ＭＡの面積分率、平均円相当径、および個数密度は、試料としての鋼板にレペラ腐食（Journal of Metals, March, 1980, p.38-39）を施した後、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて倍率１０００倍で観察を行い、撮影した画像を画像解析装置を用いて解析することにより求めることができる。 Note that the area fraction, average equivalent circle diameter, and number density of MA were measured using a scanning electron microscope (SEM) after a steel plate as a sample was subjected to repeller corrosion (Journal of Metals, March, 1980, p.38-39). ) Is used for observation at a magnification of 1000 times, and the captured image is analyzed using an image analyzer.
（ベイナイト）
面積分率：８０％以上
本発明では、低降伏比高張力厚鋼板のミクロ組織のうち、上記ＭＡを除く母相を、ベイナイト主体とする。強度確保の観点から、ミクロ組織全体に対するベイナイトの面積分率は、８０％以上とする。
(Bay night)
Area fraction: 80% or more In the present invention, the parent phase excluding the MA described above is mainly composed of bainite in the microstructure of the low yield ratio high tensile steel plate. From the viewpoint of securing strength, the area fraction of bainite relative to the entire microstructure is 80% or more.
ＭＡの面積分率とベイナイトの面積分率が上記条件を満たしていれば、ミクロ組織がセメンタイトなど他の組織を含有することも許容される。セメンタイトが存在する場合、該セメンタイトの面積分率は１０％以下とすることが好ましい。 If the area fraction of MA and the area fraction of bainite satisfy the above conditions, the microstructure may be allowed to contain other structures such as cementite. When cementite is present, the area fraction of the cementite is preferably 10% or less.
（旧オーステナイト粒）
平均円相当径：１０〜４０μｍ
所望の母材特性を得るためには、旧オーステナイト（旧γ）粒の平均円相当径を１０〜４０μｍとする必要がある。旧γ粒の平均円相当径が１０μｍ未満であると、焼入れ性が低下し、所望の強度特性が得られない。そのため、旧γ粒の平均円相当径は１０μｍ以上とする。一方、旧γ粒の平均円相当径が４０μｍを超えると、島状マルテンサイトが均一に微細分散した組織が得られず、所望の強度特性が得られない。そのため、旧γ粒の平均円相当径は４０μｍ以下とする。
(Old austenite grains)
Average equivalent circle diameter: 10 to 40 μm
In order to obtain desired base material characteristics, it is necessary that the average equivalent circle diameter of the prior austenite (old γ) grains be 10 to 40 μm. When the average equivalent circle diameter of the prior γ grains is less than 10 μm, the hardenability is lowered and the desired strength characteristics cannot be obtained. Therefore, the average equivalent circle diameter of the old γ grains is 10 μm or more. On the other hand, if the average equivalent circle diameter of the old γ grains exceeds 40 μm, a structure in which island-like martensite is uniformly finely dispersed cannot be obtained, and desired strength characteristics cannot be obtained. Therefore, the average equivalent circle diameter of the old γ grains is set to 40 μm or less.
平均アスペクト比：３．０以下
旧γ粒の平均アスペクト比が３．０を超えると、低降伏比高張力厚鋼板の音響異方性が大きくなる。そのため、旧γ粒の平均アスペクト比は３．０以下とする。なお、ここで旧γ粒の「平均アスペクト比」とは、旧γ粒の最小径に対する最大径の比の平均値を意味するものとする。前記平均アスペクト比の下限は特に限定されないが、前記定義上、最小値は１となる。
Average aspect ratio: 3.0 or less When the average aspect ratio of the old γ grain exceeds 3.0, the acoustic anisotropy of the low yield ratio high-tensile thick steel sheet increases. Therefore, the average aspect ratio of the old γ grains is 3.0 or less. Here, the “average aspect ratio” of the old γ grains means the average value of the ratio of the maximum diameter to the minimum diameter of the old γ grains. The lower limit of the average aspect ratio is not particularly limited, but the minimum value is 1 on the definition.
なお、旧オーステナイト粒の平均円相当径とアスペクト比は、試料としての鋼板にピクリン酸腐食を施した後、光学顕微鏡を用いて倍率２００倍で観察を行い、撮影した画像を画像解析装置を用いて解析することにより求めることができる。 The average equivalent circle diameter and the aspect ratio of the prior austenite grains were subjected to picric acid corrosion on the steel plate as a sample, then observed using an optical microscope at a magnification of 200 times, and the photographed image was used using an image analyzer. It can be obtained by analyzing.
［板厚］
本発明の低降伏比高張力厚鋼板の板厚は特に限定されず、任意の厚さとすることができるが、１２ｍｍ以上１００ｍｍ以下とすることが好ましい。
[Thickness]
The plate thickness of the low yield ratio high tension thick steel plate of the present invention is not particularly limited and can be any thickness, but is preferably 12 mm or more and 100 mm or less.
［機械的特性］
（降伏強さ）
本発明の低降伏比高張力厚鋼板の降伏強さ（ＹＰ）は、特に限定されず任意の値とすることができるが、６３０ＭＰａ以上とすることが好ましい。
[Mechanical properties]
(Yield strength)
The yield strength (YP) of the low yield ratio high tension thick steel plate of the present invention is not particularly limited and can be any value, but is preferably 630 MPa or more.
（引張強さ）
本発明の低降伏比高張力厚鋼板の引張強さ（ＴＳ）は、特に限定されず任意の値とすることができるが、７８０ＭＰａ以上とすることが好ましい。
(Tensile strength)
The tensile strength (TS) of the low yield ratio high-tensile thick steel plate of the present invention is not particularly limited and can be any value, but is preferably 780 MPa or more.
（降伏比）
本発明の低降伏比高張力厚鋼板の降伏比（ＹＲ）は、特に限定されず任意の値とすることができるが、８０％以下とすることが好ましい。なお、ここで降伏比とは、引張強さ（ＴＳ）に対する降伏強さ（ＹＰ）の比をパーセンテージで表した値、すなわち、ＹＰ／ＴＳ＊１００（％）を指すものとする。
(Yield ratio)
The yield ratio (YR) of the low yield ratio high-tensile thick steel plate of the present invention is not particularly limited and can be any value, but it is preferably 80% or less. Here, the yield ratio refers to a value representing the ratio of yield strength (YP) to tensile strength (TS) as a percentage, that is, YP / TS * 100 (%).
［製造方法］
次に、本発明の一実施形態における低降伏比高張力厚鋼板の製造方法について説明する。なお、以下の説明においては、特に断らない限り、温度は板厚中央の温度を指すものとする。板厚中央の温度は、放射温度計で測定した鋼板表面温度から、伝熱計算により求めることができる。また、熱間圧延後の冷却条件における温度条件は、板厚１／４位置における温度とし、冷却速度も板厚１／４位置における温度に基づいて算出された平均冷却速度を意味する。
[Production method]
Next, the manufacturing method of the low yield ratio high-tensile thick steel plate in one Embodiment of this invention is demonstrated. In the following description, the temperature refers to the temperature at the center of the plate thickness unless otherwise specified. The temperature at the center of the plate thickness can be obtained by heat transfer calculation from the surface temperature of the steel plate measured with a radiation thermometer. Further, the temperature condition in the cooling condition after hot rolling is the temperature at the plate thickness 1/4 position, and the cooling rate is also the average cooling rate calculated based on the temperature at the plate thickness 1/4 position.
本発明の低降伏比高張力厚鋼板は、上述した成分組成を有する鋼素材を、熱間圧延した後、音響異方性を低減するための再加熱処理を行い、次いで、母材の強度と靭性を向上させるための冷却を行うことにより製造することができる。その際、前記冷却を、Ａｒ３変態点以上の温度から開始することに加え、途中に空冷をはさむ２段階の加速冷却とする。以下、各工程について具体的に説明する。 The low yield ratio high-tensile thick steel plate of the present invention is a steel material having the above-described component composition, hot-rolled, and then subjected to reheating treatment to reduce acoustic anisotropy, and then the strength of the base material It can manufacture by performing cooling for improving toughness. At that time, in addition to starting the cooling from a temperature equal to or higher than the Ar 3 transformation point, two-stage accelerated cooling with air cooling in the middle is performed. Hereinafter, each step will be specifically described.
（熱間圧延工程）
上述した成分組成を有する鋼素材を熱間圧延して厚鋼板とする。前記鋼素材の製造方法は、とくに限定されないが、例えば、上記した組成を有する溶鋼を常法により溶製し、鋳造して製造することができる。前記溶製は、転炉、電気炉、誘導炉等、任意の方法により行うことができる。また、前記鋳造は、生産性の観点から連続鋳造法で行うことが好ましいが、造塊−分解圧延法により行うこともできる。前記鋼素材としては、例えば、鋼スラブを用いることができる。
(Hot rolling process)
A steel material having the above-described component composition is hot-rolled to obtain a thick steel plate. Although the manufacturing method of the said steel raw material is not specifically limited, For example, the molten steel which has the above-mentioned composition can be melted by a conventional method, and can be manufactured by casting. The melting can be performed by an arbitrary method such as a converter, electric furnace, induction furnace or the like. In addition, the casting is preferably performed by a continuous casting method from the viewpoint of productivity, but can also be performed by an ingot-decomposing and rolling method. As the steel material, for example, a steel slab can be used.
前記鋼素材は、圧延に先立って加熱される。前記加熱は、鋳造などの方法によって得た鋼素材を一旦冷却した後に行ってもよく、また、得られた鋼素材を冷却することなく直接、前記加熱に供することもできる。なお、本発明においては熱間圧延後の熱処理によって厚鋼板のミクロ組織や特性を制御するため、前記加熱温度は特に限定されず、任意の温度とすることができる。しかし、前記加熱温度が９００℃未満であると、鋼素材の変形抵抗が高いため、熱間圧延における圧延機への負荷が増大し、熱間圧延を行うことが困難となる場合がある。そのため、前記加熱温度は９００℃以上とすることが好ましい。一方、前記加熱温度が１２５０℃より高いと、鋼の酸化が顕著となり、酸化によるロスが増大する結果、歩留まりが低下する。そのため、前記加熱温度は１２５０℃以下とすることが好ましい。 The steel material is heated prior to rolling. The heating may be performed after once cooling a steel material obtained by a method such as casting, or the obtained steel material can be directly subjected to the heating without cooling. In the present invention, since the microstructure and characteristics of the thick steel plate are controlled by heat treatment after hot rolling, the heating temperature is not particularly limited, and can be set to an arbitrary temperature. However, if the heating temperature is less than 900 ° C., the deformation resistance of the steel material is high, so the load on the rolling mill in hot rolling increases, and it may be difficult to perform hot rolling. Therefore, the heating temperature is preferably 900 ° C. or higher. On the other hand, if the heating temperature is higher than 1250 ° C., the oxidation of the steel becomes remarkable and the loss due to the oxidation increases, resulting in a decrease in yield. Therefore, the heating temperature is preferably 1250 ° C. or lower.
上記加熱の後、加熱された鋼素材を熱間圧延して厚鋼板とする。厚鋼板の最終板厚は特に限定されないが、上述したように、１２ｍｍ以上１００ｍｍ以下とすることが好ましい。 After the heating, the heated steel material is hot-rolled to obtain a thick steel plate. The final thickness of the thick steel plate is not particularly limited, but is preferably 12 mm or more and 100 mm or less as described above.
熱間圧延が終了した後、後述するように再加熱が行われるが、熱間圧延と再加熱との間において、厚鋼板を冷却することもできる。前記冷却を行う場合の条件は特に限定されないが、空冷、水冷など、任意の方法で冷却を行うことができる。前記水冷としては、水を用いた任意の冷却方法（例えば、スプレー冷却、ミスト冷却、ラミナー冷却など）を用いることができる。冷却温度は、特に限定されないが、例えば、常温（２０℃など）以上、３００℃以下とすることができる。 After the hot rolling is completed, reheating is performed as described later, but the thick steel plate can be cooled between the hot rolling and the reheating. The conditions for performing the cooling are not particularly limited, but the cooling can be performed by any method such as air cooling or water cooling. As the water cooling, any cooling method using water (for example, spray cooling, mist cooling, laminar cooling, etc.) can be used. Although cooling temperature is not specifically limited, For example, it can be normal temperature (20 degreeC etc.) or more and 300 degrees C or less.
（再加熱工程）
上記熱間圧延によって得られた厚鋼板に伸長粒が残存すると音響異方性が低下するため、再加熱処理を行う。前記再加熱工程においては、特定の再加熱温度まで厚鋼板を加熱した後、前記再加熱温度に保持する。前記再加熱処理を行うことにより、均一で細かいオーステナイト組織とすることができる。
(Reheating process)
When the elongated grains remain in the thick steel plate obtained by the hot rolling, the acoustic anisotropy decreases, and therefore reheating treatment is performed. In the reheating step, the thick steel plate is heated to a specific reheating temperature and then held at the reheating temperature. By performing the reheating treatment, a uniform and fine austenite structure can be obtained.
再加熱温度：９００〜１０００℃
再加熱工程における再加熱温度が９００℃未満であると、焼入性が低下して粗大な上部ベイナイトまたはフェライトが生成する。そのため、再加熱温度は９００℃以上とする。
一方、再加熱温度が１０００℃を超えると、オーステナイト粒が粗大となり、厚鋼板の靭性が低下する。そのため、再加熱温度１０００℃以下とする。
Reheating temperature: 900-1000 ° C
When the reheating temperature in the reheating step is less than 900 ° C., the hardenability is lowered and coarse upper bainite or ferrite is generated. Therefore, the reheating temperature is set to 900 ° C. or higher.
On the other hand, when the reheating temperature exceeds 1000 ° C., the austenite grains become coarse, and the toughness of the thick steel plate decreases. Therefore, the reheating temperature is set to 1000 ° C. or less.
保持時間：１０分以上
再加熱処理の保持時間は１０分以上とする。保持時間が１０分未満では、オーステナイト粒径のバラツキが大きくなるからである。
Holding time: 10 minutes or more The holding time of the reheating treatment is 10 minutes or more. This is because when the holding time is less than 10 minutes, the variation in the austenite grain size becomes large.
前記再加熱には、再加熱温度と保持時間を上記の通り制御することできるものであれば、任意の加熱方法を用いることが用いることができる。加熱方法の一例としては、炉加熱が挙げられる。前記炉加熱には、特に限定されることなく、一般的な熱処理炉を用いることができる。 Any heating method can be used for the reheating as long as the reheating temperature and the holding time can be controlled as described above. An example of the heating method is furnace heating. The furnace heating is not particularly limited, and a general heat treatment furnace can be used.
（第１水冷工程）
次に、前記再加熱工程後の厚鋼板を、冷却する。本発明における冷却は、途中に空冷を挟んだ２回の加速冷却からなる。第１水冷工程において４００℃〜５５０℃の冷却停止温度まで冷却を行った後、３０〜３００秒間空冷することによって、鋼板組織の８０％以上をベイナイト変態させ、かつ未変態のオーステナイトへＣを濃化させる。その後、再度加速冷却することで、未変態のオーステナイトを島状マルテンサイトに変態させることができる。まず、第１水冷工程における上限について以下に説明する。
(First water cooling process)
Next, the thick steel plate after the reheating step is cooled. The cooling in the present invention consists of two accelerated coolings with air cooling in the middle. After cooling to a cooling stop temperature of 400 ° C. to 550 ° C. in the first water cooling step, 80% or more of the steel sheet structure is bainite transformed by air cooling for 30 to 300 seconds, and C is concentrated in untransformed austenite. Make it. Thereafter, accelerated cooling is performed again, whereby untransformed austenite can be transformed into island martensite. First, the upper limit in a 1st water cooling process is demonstrated below.
冷却開始温度：Ａｒ３変態点以上
第１水冷工程における冷却開始温度がＡｒ３変態点未満であると、熱間圧延時に形成された伸長粒が残存する。そのため、冷却開始温度はＡｒ３変態点以上とする。なお、Ａｒ３変態点（℃）は下記（１）式により求めることができる。
Ａｒ３＝８６８−３９６Ｃ＋２５Ｓｉ−６８Ｍｎ−２１Ｃｕ−３６Ｎｉ−２５Ｃｒ−３０Ｍｏ…（１）
ただし、上記（１）式中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、およびＭｏは、各元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合は０とする。
Cooling start temperature: Ar 3 transformation point or higher If the cooling start temperature in the first water cooling step is less than the Ar 3 transformation point, elongated grains formed during hot rolling remain. For this reason, the cooling start temperature is set to the Ar 3 transformation point or higher. Incidentally, Ar 3 transformation point (℃) can be obtained by the following equation (1).
Ar 3 = 868-396C + 25Si-68Mn-21Cu-36Ni-25Cr-30Mo (1)
However, C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, and Mo in the above formula (1) represent the content (% by mass) of each element, and 0 when the element is not contained.
冷却停止温度：４００〜５５０℃
冷却停止温度が５５０℃より高いと、フェライトが生成したり、ベイナイトへの変態が不十分となるなどし、必要な量の島状マルテンサイトが得られない。そのため、冷却停止温度は５５０℃以下とする。一方、冷却停止温度が４００℃未満であると、ほぼ１００％ベイナイト変態してしまい、島状マルテンサイトが得られない。そのため、冷却停止温度は４００℃以上とする。
Cooling stop temperature: 400-550 ° C
When the cooling stop temperature is higher than 550 ° C., ferrite is generated or transformation to bainite becomes insufficient, and a necessary amount of island martensite cannot be obtained. Therefore, the cooling stop temperature is set to 550 ° C. or lower. On the other hand, when the cooling stop temperature is less than 400 ° C., the bainite transformation is almost 100%, and island martensite cannot be obtained. Therefore, the cooling stop temperature is set to 400 ° C. or higher.
平均冷却速度：１〜２００℃／ｓ
上記第１水冷工程における平均冷却速度が１℃／ｓ未満であると、ベイナイトを主体とし、かつ所定の島状マルテンサイトを含む焼入組織が得られない。そのため、前記平均冷却速度は１℃／ｓ以上とする。一方、平均冷却速度が２００℃／ｓより高いと、鋼板内の各位置における温度制御が困難となり、板幅方向や圧延方向に材質のばらつきが出やすくなり、その結果、引張特性などの材質上のばらつきが生じる。そのため、平均冷却速度を２００℃／ｓ以下とする。
Average cooling rate: 1 to 200 ° C./s
When the average cooling rate in the first water cooling step is less than 1 ° C./s, it is not possible to obtain a quenched structure mainly composed of bainite and including predetermined island-shaped martensite. Therefore, the average cooling rate is set to 1 ° C./s or more. On the other hand, if the average cooling rate is higher than 200 ° C./s, it is difficult to control the temperature at each position in the steel sheet, and the material tends to vary in the sheet width direction and the rolling direction. Variation occurs. Therefore, an average cooling rate shall be 200 degrees C / s or less.
前記第１水冷工程における水冷は、特に限定されることなく、水を用いた任意の冷却方法で行うことができる。前記冷却方法としては、例えば、スプレー冷却、ミスト冷却、ラミナー冷却などが挙げられ、中でも、ミスト冷却を用いることが好ましい。 The water cooling in the first water cooling step is not particularly limited and can be performed by any cooling method using water. Examples of the cooling method include spray cooling, mist cooling, laminar cooling, etc. Among them, it is preferable to use mist cooling.
（空冷工程）
空冷時間：３０〜３００ｓ
上記第１水冷工程終了後、空冷を行う。前記空冷を行う時間（以下、「空冷時間」という）が３０ｓ未満であると、ベイナイト変態率が不十分となり、島状マルテンサイトが得られない。そのため、空冷時間は３０ｓ以上とする。一方、空冷時間が３００ｓより長いと、操業能率が悪くなる。そのため空冷時間は３００ｓ以下とする。
(Air cooling process)
Air cooling time: 30-300s
After the first water cooling step, air cooling is performed. When the time for performing the air cooling (hereinafter referred to as “air cooling time”) is less than 30 s, the bainite transformation rate becomes insufficient and island martensite cannot be obtained. Therefore, the air cooling time is set to 30 seconds or more. On the other hand, if the air cooling time is longer than 300 s, the operation efficiency deteriorates. Therefore, the air cooling time is 300 s or less.
（第２水冷工程）
平均冷却速度：１〜２００℃／ｓ
上記空冷工程終了後、平均冷却速度：１〜２００℃／ｓでの第２水冷工程を実施する。前記平均冷却速度が１℃／ｓ未満であると、ベイナイトを主体とし、所定の島状マルテンサイトを含む焼入組織が得られない。そのため、平均冷却速度は１℃／ｓ以上とする。一方、平均冷却速度が２００℃／ｓより高いと、鋼板内の各位置における温度制御が困難となり、板幅方向や圧延方向に材質のばらつきが出やすくなり、その結果、引張特性などの材質上のばらつきが生じる。そのため、平均冷却速度を２００℃／ｓ以下とする。
(Second water cooling process)
Average cooling rate: 1 to 200 ° C./s
After the air cooling step, a second water cooling step is performed at an average cooling rate of 1 to 200 ° C./s. When the average cooling rate is less than 1 ° C./s, it is not possible to obtain a quenched structure mainly composed of bainite and including predetermined island-like martensite. Therefore, an average cooling rate shall be 1 degrees C / s or more. On the other hand, if the average cooling rate is higher than 200 ° C./s, it is difficult to control the temperature at each position in the steel sheet, and the material tends to vary in the sheet width direction and the rolling direction. Variation occurs. Therefore, an average cooling rate shall be 200 degrees C / s or less.
冷却停止温度：３００℃以下
第２水冷工程における冷却停止温度が３００℃より高いと、島状マルテンサイトの生成が不十分となり、強度特性を満足できない。そのため、前記冷却停止温度を３００℃以下とする。
Cooling stop temperature: 300 ° C. or less When the cooling stop temperature in the second water cooling step is higher than 300 ° C., the formation of island-like martensite becomes insufficient and the strength characteristics cannot be satisfied. Therefore, the cooling stop temperature is set to 300 ° C. or lower.
前記第２水冷工程における水冷は、特に限定されることなく、水を用いた任意の冷却方法で行うことができる。前記冷却方法としては、例えば、スプレー冷却、ミスト冷却、ラミナー冷却などが挙げられ、中でも、ミスト冷却を用いることが好ましい。なお、第１水冷工程と第２水冷工程における冷却方法は、同じであってもよく、異なっていてもよい。 Water cooling in the second water cooling step is not particularly limited and can be performed by any cooling method using water. Examples of the cooling method include spray cooling, mist cooling, laminar cooling, etc. Among them, it is preferable to use mist cooling. In addition, the cooling method in a 1st water cooling process and a 2nd water cooling process may be the same, and may differ.
［焼き戻し工程］
本発明の一実施形態においては、厚鋼板の靭性を向上させるために、上記第２水冷工程後、任意に、さらに焼き戻しを行うことができる。
[Tempering process]
In one embodiment of the present invention, tempering can optionally be further performed after the second water cooling step in order to improve the toughness of the thick steel plate.
焼き戻し温度：４００℃以上Ａｃ１変態点未満
焼き戻し処理後のミクロ組織において、硬質相の硬度が、母相の硬度よりも十分に高ければ、高強度と低降伏比を両立させる効果を一層高めることができる。焼き戻し温度が４００℃未満では、上記の効果が得られない。そのため、焼き戻し温度を４００℃以上とする。一方、焼き戻し温度がＡｃ１変態点以上であると、厚鋼板の強度が低下して７８０ＭＰａ以上の引張強さを達成し難くなる。そのため、焼き戻し温度はＡｃ１変態点未満とする。なお、Ａｃ１変態点（℃）は例えば、下記（２）式により求めることができる。
Ａｃ１＝７５１−２７Ｃ＋１８Ｓｉ−１２Ｍｎ−２３Ｃｕ−２３Ｎｉ＋２４Ｃｒ＋２３Ｍｏ−４０Ｖ−６Ｔｉ＋２３３Ｎｂ−１６９Ａｌ・・・（１）
ただし、上記（１）式中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＡｌは各合金元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合は０とする。
Tempering temperature: 400 ° C. or higher and less than Ac 1 transformation point If the hardness of the hard phase is sufficiently higher than the hardness of the parent phase in the microstructure after tempering, the effect of achieving both high strength and low yield ratio is further achieved. Can be increased. If the tempering temperature is less than 400 ° C., the above effect cannot be obtained. Therefore, the tempering temperature is set to 400 ° C. or higher. On the other hand, when the tempering temperature is equal to or higher than the Ac 1 transformation point, the strength of the thick steel plate is lowered and it becomes difficult to achieve a tensile strength of 780 MPa or more. Therefore, the tempering temperature is set to less than the Ac 1 transformation point. Incidentally, Ac 1 transformation point (℃), for example, can be obtained by the following equation (2).
Ac 1 = 751-27C + 18Si-12Mn-23Cu-23Ni + 24Cr + 23Mo-40V-6Ti + 233Nb-169Al (1)
However, C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, Ti, Nb, and Al in the above formula (1) represent the content (% by mass) of each alloy element, and the element is contained. 0 if not.
前記焼き戻し工程における、前記焼き戻し温度での保持時間は、０〜２０分とすることが好ましい。前記保持時間が０の場合は、温度保持を行わないことを意味する。温度保持を行わない場合には、前記焼き戻し温度に到達した時点で加熱を停止すればよく、例えば、熱処理炉を用いている場合には、炉から厚鋼板を取り出すことができる。 In the tempering step, the holding time at the tempering temperature is preferably 0 to 20 minutes. When the holding time is 0, it means that the temperature is not held. When the temperature is not maintained, heating may be stopped when the tempering temperature is reached. For example, when a heat treatment furnace is used, the thick steel plate can be taken out from the furnace.
表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法によって鋼素材としての鋼スラブ（厚さ：２５０ｍｍ）とした。なお、上述した（１）式よって求めたＡｒ３変態点（℃）および（２）式によって求めたＡｃ１変態点（℃）を表１に併記する。 Molten steel having the composition shown in Table 1 was melted in a converter and formed into a steel slab (thickness: 250 mm) as a steel material by a continuous casting method. Table 1 also shows the Ar 3 transformation point (° C.) obtained from the above equation (1) and the Ac 1 transformation point (° C.) obtained from the equation (2).
前記鋼スラブを１１５０℃に加熱した後、熱間圧延して厚鋼板とした。前記熱間圧延における圧延終了温度と最終板厚を表２に示す。 The steel slab was heated to 1150 ° C. and then hot rolled to obtain a thick steel plate. Table 2 shows the rolling end temperature and the final thickness in the hot rolling.
次いで、熱間圧延後の厚鋼板を、表２に示した方法で２００℃まで冷却した。なお、Ｎｏ．２３では、熱延後の冷却を、８００℃〜５００℃の間の平均冷却速度が１６℃／ｓである制御冷却（水冷）とした。同様に、Ｎｏ．２５では、熱延後の冷却を、８００℃〜５００℃の間の平均冷却速度が４０℃／ｓである制御冷却（水冷）とした。 Then, the thick steel plate after hot rolling was cooled to 200 ° C. by the method shown in Table 2. In addition, No. 23, the cooling after hot rolling was controlled cooling (water cooling) in which the average cooling rate between 800 ° C. and 500 ° C. was 16 ° C./s. Similarly, no. In 25, the cooling after hot rolling was controlled cooling (water cooling) in which the average cooling rate between 800 ° C. and 500 ° C. was 40 ° C./s.
次いで、前記厚鋼板に対して、表２に示した条件で再加熱処理を施した。前記再加熱には、熱処理炉を用いた。なお、比較のため、一部の比較例では再加熱工程、第１水冷工程、空冷工程、および第２水冷工程を行わなかった。 Next, the thick steel plate was reheated under the conditions shown in Table 2. A heat treatment furnace was used for the reheating. For comparison, in some comparative examples, the reheating step, the first water cooling step, the air cooling step, and the second water cooling step were not performed.
次に、再加熱された厚鋼板に対して、表２に示した条件で第１水冷、空冷、および第２水冷を順次施した。なお、比較のため、一部の比較例においては、第１水冷を行った後、空冷および第２水冷を行わなかった。さらに、一部の厚鋼板に対しては、表２に示した条件で焼き戻しを施した。 Next, the first water cooling, the air cooling, and the second water cooling were sequentially performed on the reheated thick steel plate under the conditions shown in Table 2. For comparison, in some comparative examples, air cooling and second water cooling were not performed after the first water cooling. Furthermore, some thick steel plates were tempered under the conditions shown in Table 2.
上記のようにして得た厚鋼板のそれぞれについて、ミクロ組織、機械的特性、溶接部靭性、および音響異方性を評価した。前記評価は、以下に述べる方法で行った。 For each of the thick steel plates obtained as described above, the microstructure, mechanical properties, weld toughness, and acoustic anisotropy were evaluated. The evaluation was performed by the method described below.
（ミクロ組織）
前記厚鋼板から、板厚１／４位置が観察位置となるように、組織観察用の試験片を採取した。前記試験片を、圧延方向と垂直な断面が観察面となるよう樹脂に埋め、鏡面研磨した。次いで、レペラ腐食を実施した後、倍率１０００倍の走査電子顕微鏡で観察して組織の画像を撮影し、島状マルテンサイト組織を同定した。撮影された５視野分の画像を画像解析装置によって解析し、島状マルテンサイト組織の面積分率、平均円相当径、個数密度を求めた。
(Micro structure)
From the thick steel plate, a specimen for observing the structure was sampled so that the position of 1/4 of the plate thickness becomes the observation position. The test piece was embedded in resin so that a cross section perpendicular to the rolling direction was an observation surface, and mirror-polished. Subsequently, after carrying out the repeller corrosion, an image of the structure was taken by observation with a scanning electron microscope having a magnification of 1000 times, and the island martensite structure was identified. The captured images for five fields of view were analyzed by an image analyzer, and the area fraction, average equivalent circle diameter, and number density of the island martensite structure were determined.
次いで、島状マルテンサイト組織観察後の試料を再度鏡面研磨し、ピクリン酸腐食を実施した後、倍率２００倍の光学顕微鏡で旧オーステナイト組織を観察し、撮影された５視野分の画像を、画像解析装置を用いて解析することにより、旧オーステナイト粒の平均円相当径および平均アスペクト比を求めた。 Next, the sample after observation of the island-like martensite structure was mirror-polished again and subjected to picric acid corrosion. Then, the old austenite structure was observed with an optical microscope with a magnification of 200 times. The average equivalent circle diameter and average aspect ratio of the prior austenite grains were determined by analysis using an analyzer.
さらに、前記厚鋼板から、板厚１／４位置が観察位置となるように、組織観察用の試験片を採取した。前記試験片を、圧延方向と垂直な断面が観察面となるよう樹脂に埋め、鏡面研磨した。次いで、ナイタール腐食を実施した後、倍率２００倍の走査型電子顕微鏡で観察して組織の画像を撮影した。撮影された５視野分の画像を画像解析装置によって解析し、ベイナイト組織の面積分率を求めた。 Further, a specimen for observing the structure was collected from the thick steel plate so that the ¼ position of the plate thickness became the observation position. The test piece was embedded in resin so that a cross section perpendicular to the rolling direction was an observation surface, and mirror-polished. Next, after performing the nital corrosion, an image of the tissue was taken by observation with a scanning electron microscope with a magnification of 200 times. The captured images for five fields of view were analyzed by an image analyzer, and the area fraction of the bainite structure was determined.
（機械的特性）
前記厚鋼板の板厚中央（板厚１／２位置）から、ＪＩＳ４号引張試験片を採取した。前記引張試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠して引張試験を実施して、厚鋼板の降伏強さ（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）を評価した。
(Mechanical properties)
A JIS No. 4 tensile test piece was sampled from the thickness center (plate thickness 1/2 position) of the thick steel plate. Using the tensile test piece, a tensile test was performed in accordance with the provisions of JIS Z 2241 to evaluate the yield strength (YP), tensile strength (TS), and yield ratio (YR) of the thick steel plate.
また、前記厚鋼板の板厚中央（板厚１／２位置）から、ＪＩＳ Ｚ ２２０２の規定に準拠してＶノッチ試験片を採取した。前記Ｖノッチ試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ０）を求め、母材靭性を評価した。 Further, a V-notch test piece was sampled from the center of the thickness of the thick steel plate (plate thickness 1/2 position) in accordance with JIS Z 2202. Using the V-notch test piece, a Charpy impact test was performed in accordance with JIS Z 2242, the Charpy absorbed energy (vE 0 ) at 0 ° C. was determined, and the base material toughness was evaluated.
（溶接部靭性）
前記厚鋼板の溶接部靭性を評価するために、溶接継手１０を作成し、溶接継手１０の溶接ボンド部におけるシャルピー吸収エネルギーを測定した。
(Weld toughness)
In order to evaluate the welded part toughness of the said thick steel plate, the welded joint 10 was created and the Charpy absorbed energy in the welded bond part of the welded joint 10 was measured.
溶接継手１０は、まず、前記厚鋼板から採取した継手用試験板をスキンプレート１１およびダイアフラム１２として用いて図１に示す開先を準備し、次いで、エレクトロスラグ溶接（溶接入熱量≧４００ｋＪ／ｃｍ）を施すことにより作製した。前記継手用試験板の板厚ｔは、前記厚鋼板の板厚のままとした。
The welded joint 10 first prepares a groove shown in FIG. 1 using a joint test plate taken from the thick steel plate as a
図２に示すように、溶接継手１０の溶接継手部から、ノッチ位置１７がボンド部となるようにＪＩＳ４号シャルピー衝撃試験片を採取した。前記シャルピー試験片を用い、試験温度：０℃でのシャルピー衝撃試験を行って、継手ボンド部の０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０）を求めた。
As shown in FIG. 2, a JIS No. 4 Charpy impact test piece was collected from the welded joint portion of the welded joint 10 so that the
（音響異方性）
厚鋼板の音響異方性を評価するために、ＪＩＳ Ｚ ３０６０に規定されている横波音速比を評価した。ここで、横波音速比は、横波の振動方向を圧延直交方向（Ｃ方向）としたときの音速ＣＳＣ（ｍ／秒）に対する、横波の振動方向を圧延方向（Ｌ方向）としたときの音速ＣＳＬ（ｍ／秒）の比、ＣＳＬ／ＣＳＣとして定義される値である。
(Acoustic anisotropy)
In order to evaluate the acoustic anisotropy of the thick steel plate, the shear wave speed ratio defined in JIS Z 3060 was evaluated. Here, the transverse wave sound velocity ratio is the sound velocity CSL when the transverse wave vibration direction is the rolling direction (L direction) with respect to the sound velocity CSC (m / second) when the transverse wave vibration direction is the rolling orthogonal direction (C direction). (M / sec) ratio, a value defined as CSL / CSC.
以上方法による評価結果を、表３に示す。なお、引張り強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上、降伏強さ（ＹＰ）が６３０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が８０％以下、０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０）が１００Ｊ以上、継手ボンド部の０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０）が４７Ｊ以上、ＣＳＬ／ＣＳＣが１．０２０以下となることが望ましい。 Table 3 shows the evaluation results obtained by the above method. It should be noted that the tensile strength (TS) is 780 MPa or more, the yield strength (YP) is 630 MPa or more, the yield ratio (YR) is 80% or less, the absorbed energy (vE 0 ) at 0 ° C. is 100 J or more, and 0 of the joint bond portion. It is desirable that the absorbed energy (vE 0 ) at ° C. is 47 J or more and CSL / CSC is 1.020 or less.
以上の結果から分かるように、本発明の条件を満たす厚鋼板は、いずれも、引張強さ：７８０ＭＰａ以上、降伏強さ：６３０ＭＰａ以上、降伏比：８０％以下、０℃での吸収エネルギーｖＥ０：１００Ｊ以上であり、高強度、低降伏比であるとともに、靭性にも優れていた。また、溶接入熱量が４００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施した場合であっても、ボンド部におけるｖＥ０が４７Ｊ以上と、優れた大入熱溶接熱影響部靭性を有していた。さらに、ＣＳＬ／ＣＳＣが１．０２０以下であり、音響異方性も低減されていた。一方、本発明の条件を満たさない厚鋼板は、母材強度、降伏比、母材靭性、大入熱溶接熱影響部靭性、および音響異方性のうち、少なくとも１つの特性が劣っていた。 As can be seen from the above results, all of the thick steel plates satisfying the conditions of the present invention have a tensile strength of 780 MPa or more, a yield strength of 630 MPa or more, a yield ratio of 80% or less, and an absorbed energy vE 0 at 0 ° C. : 100 J or more, high strength, low yield ratio, and excellent toughness. Further, the welding heat input even when subjected to high heat input welding exceeding 400 kJ / cm, vE at the bond portion 0 and more than 47J, had excellent high heat input welded heat affected zone toughness. Furthermore, CSL / CSC was 1.020 or less, and acoustic anisotropy was also reduced. On the other hand, a thick steel plate that does not satisfy the conditions of the present invention is inferior in at least one characteristic among the base material strength, yield ratio, base material toughness, high heat input heat affected zone toughness, and acoustic anisotropy.
１０ 溶接継手
１１ スキンプレート
１２ ダイアフラム
１３ 当金
１４ 溶接金属
１５ 熱影響部（ＨＡＺ）
１６ シャルピー試験片採取位置
１７ ノッチ位置（ボンド部）
10 Welded Joint 11
16 Charpy
Claims (5)
Ｃ ：０．０３〜０．１３％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．８〜３．０％、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｔｉ：０．００４〜０．０３０％、および
Ｎ ：０．００１５〜０．００６５％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、
Ｎ含有量（質量％）に対するＴｉ含有量（質量％）の比Ｔｉ／Ｎが２．０超、４．２未満である成分組成を有し、
旧オーステナイト粒の平均円相当径が１０〜４０μｍ、
旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が３．０以下、
ベイナイト相の面積分率が８０％以上、
島状マルテンサイトの面積分率が５〜２０％、
島状マルテンサイトの平均円相当径が１．０〜５．０μｍ、かつ
島状マルテンサイトの個数密度が１．０×１０３〜５．０×１０５個／ｍｍ２であるミクロ組織を有する、低降伏比高張力厚鋼板。 % By mass
C: 0.03-0.13%,
Si: 0.01 to 0.50%,
Mn: 0.8 to 3.0%,
P: 0.015% or less,
S: 0.0050% or less,
Al: 0.005 to 0.1%,
Ti: 0.004-0.030%, and N: 0.0015-0.0065%,
The balance consists of Fe and inevitable impurities, and
The ratio Ti / N of Ti content (% by mass) to N content (% by mass) has a component composition of more than 2.0 and less than 4.2,
The average equivalent circle diameter of the prior austenite grains is 10 to 40 μm,
The average aspect ratio of the prior austenite grains is 3.0 or less,
The area fraction of the bainite phase is 80% or more,
The area fraction of island martensite is 5-20%,
It has a microstructure in which the average equivalent circle diameter of island martensite is 1.0 to 5.0 μm and the number density of island martensite is 1.0 × 10 3 to 5.0 × 10 5 pieces / mm 2 , Low yield ratio high tensile steel plate.
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
Ｃｒ：１．５％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｖ ：０．２％以下、
Ｃａ：０．００５％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｍｇ：０．００５％以下、および
Ｂ ：０．００５％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、請求項１に記載の低降伏比高張力厚鋼板。 The component composition is mass%,
Cu: 0.01 to 1.0%,
Ni: 0.01 to 2.0%,
Cr: 1.5% or less,
Mo: 1.0% or less,
Nb: 0.1% or less,
V: 0.2% or less,
Ca: 0.005% or less,
REM: 0.02% or less,
The low yield ratio high-tensile steel plate according to claim 1, further comprising one or more selected from the group consisting of Mg: 0.005% or less and B: 0.005% or less.
Ｃ ：０．０３〜０．１３％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．８〜３．０％、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｔｉ：０．００４〜０．０３０％、および
Ｎ ：０．００１５〜０．００６５％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、
Ｎ含有量（質量％）に対するＴｉ含有量（質量％）の比Ｔｉ／Ｎが２．０超、４．２未満である成分組成を有する鋼素材を熱間圧延して厚鋼板とする熱間圧延工程と、
前記厚鋼板を、９００〜１０００℃の再加熱温度まで再加熱し、前記再加熱温度に１０分以上保持する再加熱工程と、
前記再加熱工程後の厚鋼板を、Ａｒ３変態点以上の冷却開始温度から、板厚１／４位置における平均冷却速度：１〜２００℃／ｓで、４００〜５５０℃の冷却停止温度まで冷却する第１水冷工程と、
前記第１水冷工程後の厚鋼板を３０〜３００ｓ空冷する空冷工程と、
前記空冷工程後の厚鋼板を、板厚１／４位置における平均冷却速度：１〜２００℃／ｓで、３００℃以下の冷却停止温度まで冷却する第２水冷工程とを有する、
低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。 % By mass
C: 0.03-0.13%,
Si: 0.01 to 0.50%,
Mn: 0.8 to 3.0%,
P: 0.015% or less,
S: 0.0050% or less,
Al: 0.005 to 0.1%,
Ti: 0.004-0.030%, and N: 0.0015-0.0065%,
The balance consists of Fe and inevitable impurities, and
The ratio of Ti content (mass%) to N content (mass%) Ti / N is more than 2.0 and hot rolled a steel material having a component composition of less than 4.2 to form a thick steel plate Rolling process;
A reheating step of reheating the thick steel plate to a reheating temperature of 900 to 1000 ° C., and maintaining the reheating temperature for 10 minutes or more;
The thick steel plate after the reheating step is cooled from the cooling start temperature not lower than the Ar 3 transformation point to a cooling stop temperature of 400 to 550 ° C. at an average cooling rate of 1 to 200 ° C./s at the thickness 1/4 position. A first water cooling step to perform,
An air cooling step of air cooling the thick steel plate after the first water cooling step for 30 to 300 seconds;
A second water cooling step of cooling the thick steel plate after the air cooling step to a cooling stop temperature of 300 ° C. or less at an average cooling rate of 1 to 200 ° C./s at a plate thickness 1/4 position;
A method for producing a high yield thick steel plate with a low yield ratio.
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
Ｃｒ：１．５％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｖ ：０．２％以下、
Ｃａ：０．００５％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｍｇ：０．００５％以下、および
Ｂ ：０．００５％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、請求項３に記載の低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。 The component composition is mass%,
Cu: 0.01 to 1.0%,
Ni: 0.01 to 2.0%,
Cr: 1.5% or less,
Mo: 1.0% or less,
Nb: 0.1% or less,
V: 0.2% or less,
Ca: 0.005% or less,
REM: 0.02% or less,
The manufacturing method of the low yield ratio high-tensile steel plate of Claim 3 which further contains 1 or 2 or more selected from the group which consists of Mg: 0.005% or less and B: 0.005% or less.
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