JP3734692B2

JP3734692B2 - Non-refining type low yield ratio high tensile strength steel sheet with low acoustic anisotropy and excellent weldability

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Publication number: JP3734692B2
Application number: JP2000233559A
Authority: JP
Inventors: 光明柴田; 保司渕田; 洋一郎小林
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2000-08-01
Filing date: 2000-08-01
Publication date: 2006-01-11
Anticipated expiration: 2020-08-01
Also published as: JP2002053912A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、音響異方性が小さいと共に塑性変形能が大きく且つ溶接性に優れ、しかも引張強さが５９０ＭＰａ以上の溶接構造用非調質型高張力鋼板を製造する方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
引張強さ５９０ＭＰａ以上を有する調質高張力鋼板は、タンク、橋梁、ペンストック等に使用され、主として焼入れ・焼戻しによって製造されている。しかしながら、こうした調質高張力鋼板は、降伏比［（降伏強度／引張強度）×１００（％）］が通常９０％以上と高くなって塑性変形能が低く、大地震時に十分な安全性を確保できず、建築用としては不向きであった。
【０００３】
また、建築用や橋梁用の鋼板では、探傷方向によって著しく音速が変化すると、鋼溶接部に対する超音波斜角探傷において溶接欠陥の正確な位置を検出できないことから、いわゆる「音響異方性」が小さいことが要求される。
【０００４】
これら低降伏比および小さい音響異方性が要求される鋼板の製造方法としては、例えば「日本鋼管技報」［Ｎｏ．１２２（１９８８），Ｐ５〜１０］が提案されている。この技術では、Ａｃ₃点以上の温度からなる再加熱焼入れとＡｃ₁点未満の温度での焼戻し（Ｔ）との組合せからなる従来の熱処理（Ｑ−Ｔ）方法と異なり、この二つの熱処理の中間に二相域温度（Ａｃ₁点以上Ａｃ₃点未満）からの焼入れ（Ｑ’）を施すＱ−Ｑ’−Ｔ法を主眼とするものである。そしてこの技術では、上記焼入れ（Ｑ’）によって、軟質で延性に優れるフェライトとより硬質のベイナイトの二相組織として、降伏比８０％以下、引張強さ５９０ＭＰａ以上を得るものである。
【０００５】
この様な熱処理を活用した低降伏比で音響異方性の小さい中炭素系の各種５９０ＭＰａ級鋼板は、建築用として使用されている。しかしながら、上記技術によって得られる鋼板は、フェライト相の生成を利用したものであり、所定の強度を確保するには、従来の５９０ＭＰａ級鋼板よりも炭素当量を高くする必要があるので、溶接時に１００℃程度の予熱が必要となる。また、この様な鋼板を建築用のコンクリート充填鋼管柱（ＣＦＴ）等の鋼管柱に用いる場合には、冷間曲げ成形後において、フェライト相の加工硬化によるものと考えられる降伏比の著しい上昇が発現し、建築用鋼管に要求される降伏比８０％以下を満足させることができず、応力除去焼鈍を付加する必要が生じている。
【０００６】
一方、調質工程が不要の５７０ＭＰａ級鋼の製造方法としては、例えば「川崎製鉄技報」［ＶＯＬ．３０，Ｎｏ．３（１９９８），Ｐ１３１〜１３６］が提案されている。この技術では、Ｃ含有量をフェライトの固溶限（約０．０２％）以下とし、且つＭｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，ＮｂおよびＢを適量添加して、ベイナイトの単相化を図ることで５７０ＭＰａ級の３８ｍｍおよび７５ｍｍ厚鋼板を空冷ままで製造できることを開示している。
【０００７】
しかしながら、この技術においては、その降伏比は板厚１／４部（以下、「ｔ／４」と記す）で７７〜８０％と、上記建築用鋼に対する要求値（８０％以下）の上限近傍にあり、鋼管柱用としてこの鋼材を冷間曲げ成形した場合には、降伏比が８０％を超えることがあるばかりでなく、前述した様な音響異方性については考慮されておらず、建築用としては採用できないのが実状である。
【０００８】
また、極低炭素系のベイナイト組織を活用し、音響異方性を改善すると共に引張強さが５７０ＭＰａ級または５９０ＭＰａ級の鋼材を製造する方法として、例えば特開平９−２５６０４２号や同１１−１９３４４５号等の技術も提案されている。
【０００９】
上記特開平９−２５６０４２号では、Ｃ：０．００１％以上０．０３０％未満、Ｓｉ：０．６０％以下、Ｍｎ：０．２０〜３．００％、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｕ：０．７〜２．０％およびＡｌ：０．１０％以下を含む組成になる鋼素材を、８６０℃以上の温度に加熱して冷却した後、５００℃以上８００℃未満の温度域に再加熱して冷却することによって、素質ばらつきが少なく且つ音響異方性の小さい５７０ＭＰａ級の高強度鋼材を製造する方法について開示されている。
【００１０】
一方、上記特開平１１−１９３４４５号では、Ｃ：０．００５〜０．０２５％、Ｓｉ：０．６０％以下、Ｍｎ：０．４〜１．６％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｃｕ：０．６〜２％、Ｎｉ：０．２５〜２．０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０５０％およびＢ：０．０００２〜０．００３０％を、重量比Ｍｎ／Ｃｕ：２．０以下且つ１１７Ｍｎ（％）＋１６３Ｃｕ（％）：２５０〜３５０の下に含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる成分組成を有する鋳片を、１０５０〜１２５０℃に再加熱後、９５０℃以下の温度域における累積圧下率が５０％以下、および仕上圧延が８００℃以上の熱間圧延を施すことによって、圧延ままで鋼板の厚み方向の靭性および音響異方性に優れる５９０ＭＰａ級の溶接用極厚鋼板を製造する方法について開示されている。
【００１１】
しかしながら、これらの技術においては、次に示す様な問題がある。まず特開平９−２５６０４２号の技術では、得られる鋼材の音響異方性は小さいものの、降伏比は８０％を超えるものである。一方、特開平１１−１９３４４５号の技術では、得られる鋼板の音響異方性は小さく、且つ降伏比も７７〜８０％であり、建築用鋼材に対する要求値（８０％以下）を満足するものの、その余裕代が小さく鋼管柱用としてこの鋼板に曲げ成形した場合には、降伏比が上昇して８０％を超えることになる。こうしたことから、曲げ成形が施される鋼板にあっては、上記降伏比は７６％以下の低い値を目標とする必要があるが、上記技術ではこうした要求に対応できない。また、この技術では、Ｃｕの析出による強度上昇効果を、析出熱処理ではなく圧延後の冷却過程に依っているので、冷却速度が速い場合には上記効果が安定して得られるとは限らず、しかもこうした効果は板厚に依存することにもなる。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、従来技術における上記の課題を解決するためになされたものであって、その目的は、溶接施工において予熱不要で、且つ降伏比７６％以下を有し、音響異方性が小さいと共に塑性変形能が大きく、しかも溶接性に優れた引張強さ５９０ＭＰａ以上の非調質型低降伏比高張力鋼板を製造する為の有用な方法を提案することにある。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成することのできた非調質整低降伏比高張力鋼板の製造方法とは、Ｃ：０．０２５〜０．０４５％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．０５〜０．６％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｎ：０．００１〜０．００５％、および下記（１）式を満足するＴｉを夫々含有すると共に、実質的にＭｏを含まず、且つ下記（２）式で表されるＣＥＮが０．２０〜０．２９％の範囲を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有する鋼素材を、Ｎｂ固溶温度以上１２５０℃以下に加熱後圧延を開始し、オーステナイトの未再結晶域での累積圧下率を６０％以下として、オーステナイトの未再結晶化温度−８０℃以上で圧延を終了した後空冷し、ベイナイト地に０．８〜２．５体積％の島状マルテンサイト相が微細分散したミクロ組織とする点に要旨を有するものである。
（４７．９／１４．０）×[N]-０．００３≦[Ti]≦０．０３（％）……（１）
但し、[N]および[Ti]は、夫々ＮおよびＴｉの含有量（質量％）を示す。
ＣＥＮ（％）=[C]+Ａ（ｃ）{[Si]／２４+[Mn]／６+[Cu]／１５+
[Ni]／２０+([Cr]+[Mo]+[Nb]+[V])／５+５[B]}……（２）
但し、Ａ(c)=０．７５＋０．２５・ｔａｎｈ｛２０（[C]−０．１２)}であり、[C]，[Si]，[Mn]，[Cu]，[Ni]，[Cr]，[Mo]，[Nb]，[V]および[B]は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，ＶおよびＢの含有量（質量％）を示す。
【００１４】
本発明の製造方法においては、用いる鋼素材の化学成分組成として、上記（２）式に含まれる化学成分のうち、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｖの含有量については、Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜３％、Ｃｒ：０．０５〜１．２％、Ｖ：０．００５〜０．２０％であることが好ましい。尚、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｖ等は、鋼板の強度を上昇させるという観点からすれば同効元素であるので、これらの元素の１種以上を適宜選んで含有させるようにすれば良い。
【００１５】
但し、上記（２）式に含まれる化学成分は、上記好ましい範囲を外れて含有してもよいことは勿論であり、こうした鋳片を用いることも本発明の技術的範囲に含まれるものである。また、本発明の製造方法においては、用いる鋳片としては、上記の他、必要によって、（ａ）Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、（ｂ）希土類元素：０．００２〜０．０２％、等を含有させることも有効であり、これら含有させる成分に応じて高張力鋼板の特性を更に向上させることができる。
【００１６】
また、上記方法においては、ベイナイト地に０．８〜２．５体積％の島状マルテンサイト相が分散したミクロ組織とすることが好ましい。
【００１７】
【発明の実施の形態】
建築用の鋼管柱の様に曲げ成形されて鋼構造物に供される場合には、鋼管成形時におけるスプリングバックの発生および降伏比の上昇等を抑制する為に、ベースとなる鋼材の降伏比を目標７６％以下と低位に設定する必要がある。加えて、現行のＱ−Ｑ’−Ｔ型の低降伏比５９０ＭＰａ級鋼の溶接性も溶接施工の効率化の点から改善する必要がある。
【００１８】
こうしたことから本発明者らは、非調質で溶接低温割れ感受性が低く、且つ７６％以下の低降伏比の高張力鋼板が得られる成分系および組織制御、およびその為の製造条件について様々な角度から検討した。
【００１９】
その結果、従来のフェライト固溶限以下の炭素を含むベイナイト組織鋼材が有する高降伏比を低減化させる為には、転位密度の小さい極低炭素ベイナイトを基地とし、この基地中に硬質の島状マルテンサイトを微細に分散形成させたミクロ組織とすること、具体的にはＣ含有量をフェライトの固溶限（０．０２％）を超えた０．００２５％以上０．０４５％以下の範囲に増量すると共に変態域を空冷で通過させることが、ベイナイト地の転位密度の低減および島状マルテンサイトとの２相分離化に必要であることが分かった。
【００２０】
また、鋼材の音響異方性を建築用鋼材の要求レベルまで低減させる為には、オーステナイトの未再結晶域での累積圧下率を６０％以下とすると共に、圧延仕上温度をオーステナイトの未再結晶化温度−８０℃以上とすることによって、ＪＩＳＺ３０６０で規定される横波音速比Ｃ_SL／Ｃ_SC［振動方向をＬ方向（主圧延方向）とＣ方向（Ｌ方向に直角な方向）として得られた横波音速値Ｃ_SL（ｍ／ｓ）とＣ_SC（ｍ／ｓ）の比］の値を１．０２以下にできることも判明した。
【００２１】
更に、Ｎ含有量の化学当量分のＴｉ添加および前記Ｎ含有量を０．００５％以下に規制することで固溶Ｎの固定化を図ることに加え、焼入性の大きいＭｏを実質的に含有しないことで、島状マルテンサイトの生成および高温圧延仕上げによる母材の靭性劣化を補償する共に、大入熱溶接で高温に加熱された後に急冷される熱サイクルを受ける溶接継手の熱影響部（ＨＡＺ）の靭性も母材靭性と同様に改善できることが分かった。
【００２２】
一方、溶接性に関しては、前記（２）式で規定されるＣＥＮを０．２０〜０．２９％に制御することによって、引張強さ５９０ＭＰａ以上を確保しつつ予熱不要にできたのである。
【００２３】
上記した化学成分組成および圧延条件に制御することで、従来鋼の様にＱ−Ｑ’−Ｔおよび曲げ成形後の降伏比低減のための応力除去焼鈍といった熱処理を必要とせず、しかも溶接性を大幅に改善した建築用５９０ＭＰａ級鋼板が得られることを見出し、本発明を完成した。以下、本発明の高張力鋼板の特徴である優れた強靭性、低降伏比および良好な溶接性を得る為の化学組成、ミクロ組織、および製造条件の限定理由について説明する。
【００２４】
本発明者らは、Ｃ含有量やＮ含有量を変えたもの、およびＭｏ添加の有無のＮｂ−Ｂ−Ｔｉ系鋼素材を用い、Ｎｂの固溶温度以上である１１００℃に加熱後、オーステナイトの未再結晶域で累積圧下率を５０％とし、オーステナイトの未再結晶温度−８０℃以上である９００℃に圧延を仕上げた後空冷した４０ｍｍ厚鋼板を用いて、引張試験およびシャルピー衝撃試験を実施した。また、この鋼板の表面側を外面側にしてＴ方向に冷間曲げ加工（Ｒ＝２０ｔ、Ｒ：内側曲げ半径、ｔ：板厚）を施した後、材料の曲げ外面側のｔ／４近傍から周方向に引張試験片（ＪＩＳ４号）を採取し、降伏比（ＹＲ）を求めた。
【００２５】
図１は、圧延まま材および冷間曲げ加工材の機械的性質［０．２％オフセット耐力（０．２％ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ＝（０．２％ＹＳ／ＴＳ）×１００（％））、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）］に及ぼすＣ含有量の影響を示したグラフである。尚、図１において、○印、△印、●印等に付した数字は後記表３、４に示した実験Ｎｏ．を示している（後記図２〜８においても同じ）。この結果から明らかな様に、Ｃ含有量が０．０２５％未満ではＹＲは高位であるが、Ｃ含有量が０．０２５〜０．０４５％の範囲では圧延まま材のＹＲが７６％以下と低位で母材靭性も良好（即ち、ｖＴｒｓが０℃以下）であることが分かる。また、Ｃ含有量がこの範囲内では、冷間曲げ加工材においてもＹＲが８０％以下を満足していることが分かる。
【００２６】
図２は、０．０３％Ｃ−Ｎｂ−Ｂ−Ｔｉ系鋼における圧延ままおよび冷間曲げ加工材の機械的性質に及ぼすＮ含有量の影響を示したグラフである。この結果から明らかな様に、Ｎ含有量が０．００２％まで低減すると、圧延まま材の強度が急激に増大して目標ＹＲの上限まで上昇し、一方Ｎ含有量が０．００５％を超えると強度が低下して母材靭性が劣化することが分かる。
【００２７】
図３は、０．０３％Ｃ−Ｎｂ−Ｂ−Ｔｉ系鋼における圧延ままおよび冷間曲げ加工材の機械的性質に及ぼすＭｏ含有の有無の影響を示したグラフである。この結果から明らかな様に、Ｍｏ添加材は母材靭性が低位であるのに対して、Ｍｏ無添加材では母材靭性が高位であることが分かる。
【００２８】
次に、０．０３％Ｃ−Ｎｂ−Ｂ−Ｔｉ系鋳片を１１００℃に加熱後、オーステナイトの未再結晶域での累積圧下率および圧延仕上温度を変化させた圧延を施した後空冷した４０ｍｍ厚鋼板を用いて、シャルピー衝撃試験および音響異方性（前記横波音速比Ｃ_SL／Ｃ_SC）の測定を実施した。
【００２９】
図４は、音響異方性に及ぼす圧延仕上温度の影響を示したグラフである。この結果は、オーステナイトの未再結晶域での累積圧下率が５０％のものである。この結果から明らかな様に、圧延仕上温度をオーステナイトの未再結晶化温度（約９５０℃）−８０℃以上では、音響異方性が低位であるのに対して、それ未満の温度では前記横波横波音速比Ｃ_SL／Ｃ_SCがＪＩＳＺ３０６０において音響異方性なしと規定される値である１．０２以下を満足できなくなる。
【００３０】
図５は、音響異方性に及ぼすオーステナイトの未再結晶域での累積圧下率の影響を示したグラフである。この結果は、圧延仕上げ温度が９００℃のものである。この結果から明らかな様に、オーステナイトの未再結晶域での累積圧下率が６０％を超える場合には音響異方性が高位であるのに対して、前記累積圧下率が６０％以下では音響異方性が低位であることが分かる。
【００３１】
次に、大入熱溶接継手ＨＡＺ靭性について、Ｎ含有量を変化させたもの、およびＭｏ添加の有無のＮｂ−Ｂ−Ｔｉ系鋼の４０ｍｍ厚板から小片を切り出し、１３５０℃に加熱後、８００〜５００℃間を８０ｓで冷却する（Ｔｃ：８０ｓ）入熱約２０ｋＪ／ｍｍ相当の熱サイクルを施したものからシャルピー衝撃試験片（Ｔｃ８０ｓ材）を採取し、０℃での吸収エネルギー（ｖＥ₀）を測定した。
【００３２】
図６は、０．０３％Ｃ−Ｎｂ−Ｂ−Ｔｉ系鋼のＴｃ８０ｓ材のＨＡＺ靭性に及ぼすＮ含有量の影響を示したグラフである。この結果から明らかな様に、Ｎ含有量が０．００５％を超えるとＨＡＺ靭性が急激に劣化し、極めて低位になるのに対して、Ｎ含有量が０．００５％以下ではＨＡＺ靭性は建築用５９０ＭＰａ級鋼の母材要求値と同一レベル（ｖＥ₀）４７Ｊ以上を十分満足できることが分かる。
【００３３】
図７は、０．０３％Ｃ−Ｎｂ−Ｂ−Ｔｉ系鋼のＴｃ８０ｓ材のＨＡＺ靭性に及ぼすＭｏ含有の有無の影響を示したグラフである。この結果から明らかな様に、Ｍｏ含有材のＨＡＺ靭性は上述のｖＥ₀４７Ｊより低位にあるのに対して、Ｍｏを含有しないもののＨＡＺ靭性は高位なレベルを確保できていることが分かる。
【００３４】
次に、０．０３％Ｃ−Ｎｂ−Ｂ−Ｔｉ系鋼で化学成分組成を調整することによって前記ＣＥＮを変化させた４０ｍｍ厚材について、ＪＩＳＺ３１５８に従ってｙ形溶接割れ試験を行ない、低温割れ防止予熱温度を求めた。その結果を、図８に示す。この結果から明らかな様に、低温割れ防止予熱温度を２５℃以下（予熱不要）とするためには、ＣＥＮを０．２９％以下とすることが必要であることが分かる。
【００３５】
次に、本発明の高張力鋼板における化学成分組成の限定理由について説明する。まず、本発明では、上記の様にＣ：０．０２５〜０．０４５％、Ｓｉ：０．０５〜０．６％、Ｍｎ：１〜２．５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｎ：０．００２〜０．００５％、および前記（１）式を満足するＴｉを夫々含有すると共に、実質的にＭｏを含まないものとする必要があるが、これらの元素の範囲限定理由は、次の通りである。
【００３６】
Ｃ：０．０２５〜０．０４５％
Ｃは、高張力鋼としての強度と低降伏比を確保するために必要な元素であり、引張強さ：５９０ＭＰａ級以上の強度と、低降伏比を得る為に活用する島状マルテンサイトを得るためには、フェライトの固溶限を超える０．０２５％の添加が必要である。こうした観点から、Ｃ含有量は０．０２５％以上とする必要がある。また、Ｃ含有量が０．０４５％を超えて過剰になると、Ｂ−Ｔｉ系鋼の場合では、ＣがＭ₂₃（Ｂ，Ｃ）の形で固溶Ｂと化合して焼入性を低下させる一方で、低炭素〜中炭素ベイナイトやフェライト・パーライト相を生成する様になるので、引張強度が低下すると共に靭性が劣化する。また、耐溶接割れ性も劣化する。従って、Ｃ含有量は０．０２５〜０．０４５％とする必要がある。尚、冷間曲げ成形材のＹＲの安定確保および母材、大入熱溶接継手熱影響部の靭性の高位確保の点から、Ｃ含有量は０．０２８〜０．０４０の範囲が好ましい。
【００３７】
Ｓｉ：０．０５〜０．６％
Ｓｉは、脱酸に必要な元素であるが、含有量が０．０５％未満では、この効果が少なく、また０．６％を超えて過多に添加すると島状マルテンサイトを増加させて、母材靱性および溶接性を劣化させる。従って、Ｓｉ含有量は０．０５〜０．６％の範囲とする。
【００３８】
Ｍｎ：１．０〜２．５％
Ｍｎは、ベイナイト組織鋼の組織を得る為に有効な元素であり、１．０％未満ではこの効果に乏しく、一方、２．５％を超えて過多に含有すると母材靱性および溶接性を劣化させる。従って、Ｍｎ含有量は１．０〜２．５％とする必要がある。尚、硫化物系介在物の低減による鋼板の耐水素誘起割れを向上させる観点からして、より好ましい上限は２．０％である。
【００３９】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１％
ｓｏｌ．Ａｌは脱酸元素であり、またスラブ加熱時のオーステナイト粒成長抑制作用もあるが、その含有量が０．００５％未満ではこうした効果が発揮されず、また０．１％を超えて過剰に含有されると靱性の劣化をもたらす。従って、ｓｏｌ．Ａｌの含有量は０．００５〜０．１％の範囲とする。
【００４０】
Ｎｂ：０．００５〜０．１％
Ｎｂは、結晶粒微細化作用を有し、低Ｃ−Ｂ−Ｔｉ系鋼の場合に非調質でも変態強化作用をもたらす元素である。その効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．００５％以上とする必要があるが、０．１％を超えて過剰に含有させると、靱性および溶接性を劣化させる傾向にある。従って、Ｎｂ含有量は０．００５〜０．１％とする。尚、溶接継手熱影響部（ＨＡＺ）の靱性を確保するという観点からして、好ましくは上限を０．０５％とするのが良い。
【００４１】
Ｂ：０．０００３〜０．００３％
Ｂは、固溶状態でオーステナイト粒界に偏析した場合強度を向上させ、低Ｃ系でもベイナイト組織を安定して生成させるのに不可欠の元素である。その効果を発揮させるには、Ｂ含有量は０．０００３％以上必要である。一方、Ｂ含有量が０．００３％を超えると、強度向上効果が飽和するとともに、母材靱性および溶接性を劣化させる。従って、Ｂ含有量は０．０００３〜０．００３％とする必要がある。
【００４２】
Ｎ：０．００１〜０．００５％、およびＴｉが上記（１）式を満足する量
Ｎは少量ほどＢによる焼入性向上によく効く元素であるが、ＴｉＮ，ＡｌＮとしてスラブ加熱時のオーステナイト粒の成長を抑制するという観点から０．００１％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｎの含有量が０．００５％超えると、Ｔｉの含有量を適切にしても母材および溶接熱影響部の靱性を著しく劣化させる。従って、Ｎ含有量は０．００１〜０．００５％とする必要がある。尚、母材および溶接熱影響部の靱性を高位で確保するためには、Ｎ含有量は０．００２０〜０．００４５％の範囲が好ましい。
【００４３】
一方、Ｔｉは脱酸作用並びに固溶Ｎの固定化によるＢの焼入性向上効果の促進作用を有する。固溶Ｎの固定化を図る為には、ＴｉをＮ含有量[N] の化学当量分［（４７．９／１４．０）×[N] ］−０．００３％以上を含有させるのが良く、それ未満になると固溶Ｂが析出物（ＢＮ等）などの形で析出して焼入性が低下するため、強度低下を惹き起こす。また、Ｔｉの含有量が０．０３％を超えると、母材靱性を劣化させることになる。従って、Ｔｉの含有量は( ４７．９／１４．０) ×［Ｎ］−０．００３〜０．０３％の範囲とする。
【００４４】
Ｍｏ：実質的に含まない
Ｍｏは、非調質ままでも焼入性向上に有効な元素であるが、本発明温度範囲で圧延を施す場合、このＭｏを含有させることは母材やＨＡＺの靭性を却って低下させることが判明した。そこで、本発明では良好な靭性を発揮させる為に、Ｍｏは実質的に含有しないものとした。尚、「実質的に含まない」とは、製鋼原料から不可避的に混入してくる量（例えば、０．０１％以下程度）の含有は許容できることを意味する。
【００４５】
本発明の非調質型低降伏比高張力鋼板において、上記（２）式に含まれる化学成分のうち、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｖの含有量については、Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜３％、Ｃｒ：０．０５〜１．２％、Ｖ：０．００５〜０．２０％であることが好ましい。尚、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｖ等は、鋼板の強度を上昇させるという観点からすれば同効元素であるので、これらの元素の１種以上を適宜選んで含有させるようにすれば良い。これらの元素の範囲限定理由は、次の通りである。
【００４６】
Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜３％、Ｃｒ：０．０５〜１．２％、Ｖ：０．００５〜０．２０％よりなる群から選ばれる１種以上
Ｃｕは、固溶強化による強度上昇に有効な元素である。Ｃｕ含有量が０．０５％未満ではこのような効果を十分に発揮できず、また０．５％を超えて添加すると、母材靱性を劣化させるとともに熱間割れが発生し易くなる。従って、Ｃｕ含有量は０．０５〜０．５％の範囲とするのが好ましい。
【００４７】
Ｎｉは、強度および靱性を向上し、またＣｕの添加による熱間加工性の劣化を抑制する。Ｎｉの含有量が０．０５％未満ではその十分な効果は得られず、また３％を超えて含有させると、スケール疵が発生し易くなり、またコストアップにもなる。従って、Ｎｉ含有量は０．０５〜３％の範囲とすることが好ましい。
【００４８】
Ｃｒは、強度上昇に有効な元素である。Ｃｒの含有量が０．０５％未満ではその効果を十分発揮できず、また１．２％を超えて含有させると溶接性を害する。従って、Ｃｒ含有量は０．０５〜１．２％の範囲とすることが好ましい。
【００４９】
Ｖは、強度上昇に有効な元素であり、その効果を得るためには、０．００５％以上含有させることが好ましいが、０．２０％を超えて含有させても、その効果が飽和するとともに溶接性を害する。
【００５０】
上記（２）式に含まれる化学成分は、上記好ましい範囲を外れて含有してもよいことは勿論であり、こうした鋼板も本発明の技術的範囲に含まれるものである。また、本発明で対象とする非調質型低降伏比高張力鋼板においては、上記の成分の他は鉄および不可避不純物からなるものであるが、必要によって、（ａ）Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、（ｂ）希土類元素：０．００２〜０．０２％、等を含有させることも有効であり、これら含有させる成分に応じて高張力鋼板の特性を更に向上させることができる。これらの成分の範囲限定理由は下記の通りである。尚、これらの成分以外にも、本発明の高張力鋼板においては、その特性を阻害しない程度の微量成分も含み得るものであり、こうした高張力鋼板も本発明の範囲に含まれるものである。
【００５１】
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
Ｃａは非金属介在物の球状化作用を有し、機械的性質の異方性の低減に有効であるが、含有量が０．０００５％未満では、その十分な効果は得られず、また０．０１％を超えて含有させると介在物の増加により靱性が劣化する。従って、Ｃａ含有量は０．０００５〜０．０１％の範囲とすることが好ましい。
【００５２】
希土類元素：０．００２〜０．０２％
希土類元素（以下、「ＲＥＭ」と略記する）は、そのオキシサルファイドとしてＴｉＮ共存下でオーステナイト異常粒成長を抑制して溶接熱影響部の靱性を向上させる元素であるが、０．００２％未満ではこうした効果が発揮されず、０．０２％を超えて過剰に含有されると鋼の清浄度を悪くして内部欠陥を発生させる。従って、ＲＥＭの含有量は０．００２〜０．０２％の範囲とするのが好ましい。尚、ＲＥＭとは、周期律表第３属に属するスカンジウム（Ｓｃ），イットリウム（Ｙ）およびランタノイド系列希土類元素等の１７元素の総称であり、本発明ではこれらの元素のいずれをも使用できる。
【００５３】
ところで、本発明の高張力鋼板においては、前記（２）式で表されるＣＥＮが０．２０〜０．２９％の範囲である必要があるが、その理由は次の通りである。このＣＥＮは、「鋼の溶接硬化性及び低温割れを評価する炭素当量」［製鉄研究、第３０７号（１９８２），ｐ１１７〜１２８］の中で指標とされた溶接熱影響部の硬化性を表現する炭素当量であるが、このＣＥＮが０．２０％未満では厚肉材で引張強さ５９０ＭＰａ級を満足できなくなる。また、ＣＥＮが０．２９％を超えると溶接性を害するため、溶接時に予熱が必要となる。従って、ＣＥＮは０．２０〜０．２９％の範囲とする必要がある。
【００５４】
次に、本発明の製造条件における限定理由について説明する。本発明の製造方法では、上述した組成に成分調整した鋼片（鋳片を含む）を、Ｎｂ固溶温度以上１２５０℃以下に加熱後圧延を開始し、オーステナイトでの未再結晶域での累積圧下率を６０％以下とし、オーステナイトの未再結晶化温度−８０℃以上で圧延を終了した後、空冷することによって、音響異方性が小さく母材靭性の良好な引張強さ５９０ＭＰａ級鋼板が得られる。
【００５５】
本発明の上記製造方法において、加熱温度をＮｂ固溶温度以上とするのは、一旦組織をＮｂが完全固溶したオーステナイトとする為である。一方、１２５０℃を超える加熱は、オーステナイトが粗大化し、圧延によって十分な細粒化が図れなくなり、その結果として靭性を低下させることになる。
【００５６】
次いで、熱間圧延ではオーステナイトの未再結晶域での累積圧下率が６０％を超えると、集合組織の発達によって音響異方性が大きくなることから、累積圧下率を６０％以下とする必要がある。
【００５７】
圧延仕上温度がオーステナイトの未再結晶化温度−８０℃を下回ると、音響異方性が前記横波音速比Ｃ_SL／Ｃ_SCで１．０２以下を満足しなくなることから、圧延仕上温度はオーステナイトの未再結晶化温度−８０℃以上とする必要がある。圧延後の冷却については、変態域で加速冷却を施すと母材のＹＲが目標上限である７６％を超えてしまう場合が生じるので、ＹＲの低位安定確保という観点から、空冷とするのが良い。
【００５８】
上記した条件要件を満足させて製造することによって、ベイナイト地に島状マルテンサイト相が微細分散したミクロ組織とすることができ、こうした組織とすることによって上記した効果が発揮されるのである。尚、上記ミクロ組織として、ベイナイト地における島状マルテンサイト量（体積率）は、０．８〜２．５体積％程度であることが好ましい。この体積率が、０．８体積％未満の組織では、降伏比７６％以下を満足できない。一方、島状マルテンサイト量（体積率）が２．５体積％を超えると、母材靱性を劣化させる。
【００５９】
以下、実施例によって本発明を更に具体的に示すが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００６０】
【実施例】
下記表１，２に示す化学成分組成を有する各種鋼種の溶製スラブを制御圧延（ＣＲ）して４０〜１００ｍｍ厚の鋼板を製造した。
【００６１】
【表１】

【００６２】
【表２】

【００６３】
それぞれの鋼板から引張試験片（ＪＩＳ４号、Ｔ方向）およびシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ４号、ｔ／４、Ｌ方向）を採取し、引張試験および衝撃試験を実施した。また、ミクロ組織を顕微鏡で観察して、島状マルテンサイト量（体積％）を求めると共に、上記鋼板の音響異方性を評価する為に、ＪＩＳＺ３０６０に準拠して横波音速比（Ｃ_SL／Ｃ_SC）を求めた。
【００６４】
一方、上記各鋼板を表面側を外面側にしてＴ方向に冷間曲げ加工（Ｒ＝２０ｔ）を施した後、曲げ外面側のｔ／４近傍から周方向に引張試験片（ＪＩＳ４号）を採取し、引張試験を実施してＹＲを求めた。
【００６５】
また、上記鋼板の溶接性を評価するために、ＪＩＳＺ３１５８に従うｙ形溶接割れ試験片を採取して、低温割れ防止予熱温度を測定した。
【００６６】
更に、大入熱溶接継手のＨＡＺの靭性を評価する為に、入熱約２０ｋＪ／ｍｍ相当の熱サイクル［最高加熱温度１３５０℃保持後、８００〜５００℃の冷却時間（Ｔｃ）を８０ｓで冷却］を付加した試験片で、シャルピー衝撃試験片を採取し、衝撃試験を実施した。これらの試験結果を、製造条件と共に下記表３、４に示す。
【００６７】
【表３】

【００６８】
【表４】

【００６９】
まず、実験Ｎｏ．１のものは、Ｑ−Ｑ’（２相域焼入れ）−Ｔで製造した４０ｍｍ厚の低降伏比５９０ＭＰａ級鋼板である。実験Ｎｏ．２〜６は、Ｎｂ−Ｂ−Ｔｉ系の４０ｍｍ厚の非調質鋼板の材質に及ぼすＣ含有量の影響を示したものである。実験Ｎｏ．７，８，３４は、同じく材質に及ぼすＮ含有量の影響を示したものである。実験Ｎｏ．９は、同じく材質におよぼすＭｏ含有量の影響を示したものである。実験Ｎｏ．１０〜１２は、同じく材質に及ぼす炭素当量ＣＥＮの影響を示したものである。
【００７０】
実験Ｎｏ．１３，１４は、同じく材質に及ぼすＳｉ含有量の影響を示したものである。実験Ｎｏ．１５〜１７は、同じく材質に及ぼすＭｎ含有量の影響を示したものである。実験Ｎｏ．１８、１９は、同じく材質に及ぼすＣｕ含有量の影響を示したものである。
【００７１】
実験Ｎｏ．２０は、同じく材質に及ぼすＮｉ含有量の影響を示したものである。実験Ｎｏ．２１は、同じく材質に及ぼすＣｒ含有量の影響を示したものである。実験Ｎｏ．２２は、同じく材質におよぼすＶ含有量の影響を示したものである。
【００７２】
実験Ｎｏ．２３は、同じく材質におよぼすＢ含有量の影響を示したものである。実験Ｎｏ．２４〜２６は、同じく材質に及ぼすＴｉ含有量の影響を示したものである。実験Ｎｏ．２７は、同じく材質に及ぼすＣａ含有量の影響を示したものである。
【００７３】
実施例Ｎｏ．２８は、同じく材質に及ぼすＲＥＭ含有量の影響を示したものである。実験Ｎｏ．２９は、同じく材質におよぼす板厚の影響を示したものである。実験Ｎｏ．３０は、同じく材質におよぼす圧延仕上温度の影響を示したものである。
【００７４】
実験Ｎｏ．３１は、同じく材質の及ぼすオーステナイト未再結晶域での累積圧下率の影響を示したものである。実験Ｎｏ．３２は、同じく材質の及ぼす加熱温度の影響を示したものである。実験Ｎｏ．３３は、同じく材質の及ぼす圧延後の冷却速度の影響を示したものである。
【００７５】
これらの結果から明らかな様に、本発明で規定する化学成分および圧延・冷却条件を満足する鋼板は、降伏強度（０．２％ＹＳ）：４４０ＭＰａ以上、引張強度（ＴＳ）：５９０ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）：７６％以下および破面遷移温度（ｖＴｒｓ）：０℃以下、Ｒ＝２０ｔの冷間曲げ加工後のＹＲ：８０％以下の機械的特性を有すると共に、横波音速度比（Ｃ_SL／Ｃ_SC）：１．０２以下の音響異方性を有したものとなる。また、ｙ形溶接割れ試験での低温割れ防止予熱温度が２５℃以下と予熱を必要としないものである。しかも、例えば１０ｋＪ／ｍｍもの大入熱溶接が施されても、母材同様に４７Ｊ以上の溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性を有するものとなる。
【００７６】
これに対して、比較例のものでは、降伏強度、引張強度、降伏比、母材靭性、冷間曲げ加工後のＹＲ、音響異方性、溶接性および大入熱溶接継手ＨＡＺ靭性のいずれかの特性が劣化している。
【００７７】
【発明の効果】
本発明は以上の様に構成されており、溶接施工において予熱不要で音響異方性が小さく、７６％以下の降伏比および大入熱溶接ＨＡＺ靭性を兼ね備えた引張強さ５９０ＭＰａ以上を有する高張力鋼板が製造できた。この様にして得られた鋼板は、コンクリート充填鋼管柱（ＣＦＴ）の様に、冷間曲げ成形が施されたも応力除去焼鈍なしでＹＲ８０％以下を満足させ得るものであり、建築用のみならず、音響異方性が要求された耐震設計橋梁用の鋼材等へも適用できるものである。しかも、これらの特性は、非調質で具備できるものであり、鋼板製造および溶接施工に対して省工程、コスト低減および省エネルギーの派生効果を生むものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】圧延まま材および冷間曲げ加工材の機械的性質に及ぼすＣ含有量の影響を示したグラフである。
【図２】０．０３％Ｃ−Ｎｂ−Ｂ−Ｔｉ系鋼における圧延ままおおび冷間曲げ加工材の機械的性質に及ぼすＮ含有量の影響を示したグラフである。
【図３】０．０３％Ｃ−Ｎｂ−Ｂ−Ｔｉ系鋼における圧延ままおよび冷間曲げ加工材の機械的性質に及ぼすＭｏ含有の有無の影響を示したグラフである。
【図４】音響異方性に及ぼす圧延仕上げ温度の影響を示したグラフである。
【図５】音響異方性に及ぼすオーステナイトの未再結晶域での累積圧下率の影響を示したグラフである。
【図６】０．０３％Ｃ−Ｎｂ−Ｂ−Ｔｉ系鋼のＴｃ８０ｓ材のＨＡＺ靭性に及ぼすＮ含有量の影響を示したグラフである。
【図７】０．０３％Ｃ−Ｎｂ−Ｂ−Ｔｉ系鋼のＴｃ８０ｓ材のＨＡＺ靭性に及ぼすＭｏ含有の有無の影響を示したグラフである。
【図８】ＪＩＳＺ３１５８による低温割れ防止予熱温度に及ぼす炭素当量（ＣＥＮ）の影響を示したグラフである。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a method for producing a non-tempered high-tensile steel sheet for welded structures having small acoustic anisotropy, large plastic deformability, excellent weldability, and a tensile strength of 590 MPa or more.
[0002]
[Prior art]
A tempered high-tensile steel sheet having a tensile strength of 590 MPa or more is used for tanks, bridges, penstocks and the like, and is mainly manufactured by quenching and tempering. However, these tempered high-tensile steel sheets have a yield ratio [(yield strength / tensile strength) x 100 (%)] that is usually higher than 90% and low plastic deformability, ensuring sufficient safety during a large earthquake. It was not possible, and it was unsuitable for construction.
[0003]
Also, in steel plates for buildings and bridges, if the speed of sound changes significantly depending on the flaw detection direction, the so-called “acoustic anisotropy” is not possible because the exact position of the weld defect cannot be detected by ultrasonic oblique flaw detection for steel welds. It is required to be small.
[0004]
As a method for producing a steel sheet requiring such a low yield ratio and a small acoustic anisotropy, for example, “Japan Steel Pipe Technical Report” [No. 122 (1988), P5-10]. In this technology, Ac_ThreeReheating quenching and Ac consisting of temperature above the point₁Unlike the conventional heat treatment (QT) method, which consists of a combination with tempering (T) at a temperature below the point, a two-phase region temperature (Ac₁More than point Ac_ThreeThe Q-Q'-T method that performs quenching (Q ') from less than a point) is the main focus. In this technique, a yield ratio of 80% or less and a tensile strength of 590 MPa or more are obtained by the above quenching (Q ') as a two-phase structure of soft and excellent ductile ferrite and harder bainite.
[0005]
Various medium carbon-based 590 MPa grade steel sheets with low yield ratio and small acoustic anisotropy utilizing such heat treatment are used for construction. However, the steel plate obtained by the above technique utilizes the generation of a ferrite phase, and in order to ensure a predetermined strength, it is necessary to make the carbon equivalent higher than that of a conventional 590 MPa class steel plate. Preheating of about ℃ is required. In addition, when such a steel sheet is used for a steel pipe column such as a concrete-filled steel pipe column (CFT) for construction, the yield ratio, which is considered to be due to work hardening of the ferrite phase, is significantly increased after cold bending. It is expressed and it is not possible to satisfy the yield ratio of 80% or less required for a steel pipe for construction, and it is necessary to add stress relief annealing.
[0006]
On the other hand, as a method for producing a 570 MPa grade steel that does not require a tempering process, for example, “Kawasaki Steel Technical Report” [VOL. 30, no. 3 (1998), P131-136]. In this technique, the C content is set to be not more than the solid solubility limit of ferrite (about 0.02%), and Mn, Cu, Ni, Nb and B are added in an appropriate amount so as to achieve a single phase of bainite, thereby obtaining a 570 MPa class. It is disclosed that the 38 mm and 75 mm thick steel plates can be produced while being air-cooled.
[0007]
However, in this technique, the yield ratio is 77 to 80% at a thickness of 1/4 part (hereinafter referred to as “t / 4”), which is close to the upper limit of the required value for construction steel (80% or less). When this steel material is cold bent for steel pipe columns, not only the yield ratio may exceed 80%, but also the acoustic anisotropy as described above is not taken into consideration. The reality is that it cannot be adopted for use.
[0008]
Further, as a method for making use of an extremely low carbon bainite structure to improve acoustic anisotropy and producing a steel material having a tensile strength of 570 MPa class or 590 MPa class, for example, JP-A-9-256042 and 11-193445 are disclosed. Techniques such as No. are also proposed.
[0009]
In JP-A-9-26042, C: 0.001% or more and less than 0.030%, Si: 0.60% or less, Mn: 0.20 to 3.00%, Ni: 2.0% or less, Cu : After heating and cooling a steel material having a composition containing 0.7 to 2.0% and Al: 0.10% or less to a temperature of 860 ° C or higher, the steel material is again returned to a temperature range of 500 ° C or higher and lower than 800 ° C. A method for producing a high strength steel material of 570 MPa class with little variation in material and small acoustic anisotropy by heating and cooling is disclosed.
[0010]
On the other hand, in JP-A-11-193445, C: 0.005 to 0.025%, Si: 0.60% or less, Mn: 0.4 to 1.6%, P: 0.025% or less, S : 0.010% or less, Al: 0.1% or less, Cu: 0.6-2%, Ni: 0.25-2.0%, Ti: 0.001-0.050%, and B: 0.0. Casting containing 0002 to 0.0030% under a weight ratio Mn / Cu: 2.0 or less and 117 Mn (%) +163 Cu (%): 250 to 350, with the balance being composed of Fe and inevitable impurities After the piece is reheated to 1050 to 1250 ° C., it is subjected to hot rolling in which the cumulative rolling reduction in the temperature range of 950 ° C. or less is 50% or less and the finish rolling is 800 ° C. or more. 590 MPa class with excellent toughness and acoustic anisotropy It discloses a process for producing a welding very thick steel plate.
[0011]
However, these techniques have the following problems. First, in the technique of Japanese Patent Laid-Open No. 9-256042, although the acoustic anisotropy of the obtained steel material is small, the yield ratio exceeds 80%. On the other hand, in the technique of JP-A-11-193445, although the acoustic anisotropy of the obtained steel sheet is small and the yield ratio is 77 to 80%, the required value for building steel (80% or less) is satisfied. When the margin is small and bending is performed on this steel sheet for a steel pipe column, the yield ratio increases and exceeds 80%. For these reasons, in steel sheets to be bent, the yield ratio needs to be targeted at a low value of 76% or less, but the above technique cannot meet such requirements. In this technique, the strength increase effect due to precipitation of Cu depends on the cooling process after rolling instead of precipitation heat treatment, so the above effect is not always stably obtained when the cooling rate is fast, Moreover, this effect also depends on the plate thickness.
[0012]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention has been made in order to solve the above-described problems in the prior art, and its purpose is that no preheating is required in welding construction, the yield ratio is 76% or less, and the acoustic anisotropy is small. The object is to propose a useful method for producing a non-tempered low yield ratio high tensile steel sheet having a large plastic deformation capacity and excellent weldability and having a tensile strength of 590 MPa or more.
[0013]
[Means for Solving the Problems]
  The production method of the non-tempered and low yield ratio high-tensile steel sheet that could achieve the above-mentioned purpose is C: 0.025 to 0.045% (meaning mass%, the same applies hereinafter), Si: 0.05 to 0.6%, Mn: 1.0 to 2.5%, sol. Al: 0.005-0.1%, Nb: 0.005-0.1%, B: 0.0003-0.003%, N: 0.001-0.005%, and the following formula (1) In addition to containing Ti satisfying each of the above, Mo is not substantially contained, and CEN represented by the following formula (2) satisfies the range of 0.20 to 0.29%, with the balance being Fe and inevitable A steel material having a chemical composition composed of impurities is heated to Nb solid solution temperature or higher and not higher than 1250 ° C. and then rolled, and the austenite unrecrystallized in the non-recrystallized region is 60% or less. It has a gist in that it is cooled at a temperature of −80 ° C. or higher and then air-cooled to form a microstructure in which 0.8 to 2.5 volume% of the island-like martensite phase is finely dispersed in the bainite.
  (47.9 / 14.0) × [N] −0.003 ≦ [Ti] ≦ 0.03 (%) (1)
  However, [N] and [Ti] indicate the contents (% by mass) of N and Ti, respectively.
  CEN (%) = [C] + A (c) {[Si] / 24 + [Mn] / 6 + [Cu] / 15 +
              [Ni] / 20 + ([Cr] + [Mo] + [Nb] + [V]) / 5 + 5 [B]} …… (2)
  However, A (c) = 0.75 + 0.25 · tanh {20 ([C] −0.12)}, and [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [ Cr], [Mo], [Nb], [V] and [B] indicate the contents (mass%) of C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, Nb, V and B, respectively.
[0014]
In the production method of the present invention, as the chemical component composition of the steel material used, among the chemical components included in the above formula (2), the content of Cu, Ni, Cr, V is Cu: 0.05-0. 0.5%, Ni: 0.05 to 3%, Cr: 0.05 to 1.2%, and V: 0.005 to 0.20% are preferable. Cu, Ni, Cr, V, and the like are effective elements from the viewpoint of increasing the strength of the steel sheet. Therefore, one or more of these elements may be appropriately selected and contained.
[0015]
However, the chemical component contained in the formula (2) may be contained outside the above preferred range, and the use of such a slab is also included in the technical scope of the present invention. . Moreover, in the manufacturing method of this invention, as slab to be used, in addition to the above, if necessary, (a) Ca: 0.0005 to 0.01%, (b) rare earth element: 0.002 to 0.02 %, Etc. are also effective, and the characteristics of the high-tensile steel sheet can be further improved according to the components to be contained.
[0016]
Moreover, in the said method, it is preferable to set it as the microstructure which 0.8-2.5 volume% island-like martensite phase was disperse | distributed to the bainite ground.
[0017]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Yield ratio of the steel material used as a base in order to suppress the occurrence of springback and increase in the yield ratio when steel pipes are bent and used for steel structures, such as steel pipe columns for construction. Must be set to a low level of 76% or less. In addition, it is necessary to improve the weldability of the current Q-Q'-T type low yield ratio 590 MPa class steel from the viewpoint of improving the efficiency of welding.
[0018]
From these facts, the present inventors have various component systems and microstructure controls that can produce a high-tensile steel sheet that is not tempered, has low sensitivity to cold cracking of welding, and has a low yield ratio of 76% or less, and manufacturing conditions therefor. We examined from an angle.
[0019]
As a result, in order to reduce the high yield ratio of the conventional bainite structure steel containing carbon below the ferrite solid solubility limit, an extremely low carbon bainite having a low dislocation density is used as a base, and a hard island shape is formed in this base. A microstructure in which martensite is finely dispersed is formed. Specifically, the C content is within the range of 0.0025% to 0.045% exceeding the solid solubility limit (0.02%) of ferrite. It was found that increasing the amount and allowing the transformation zone to pass through by air cooling is necessary for reducing the dislocation density of the bainite and for the two-phase separation with island martensite.
[0020]
In addition, in order to reduce the acoustic anisotropy of the steel to the required level of the steel for construction, the cumulative reduction ratio in the non-recrystallization region of austenite is set to 60% or less, and the rolling finishing temperature is set to the non-recrystallization of austenite. By setting the temperature to -80 ° C. or higher, the shear wave speed ratio C defined by JIS Z 3060_SL/ C_SC[Transverse wave sonic value C obtained with vibration direction L direction (main rolling direction) and C direction (direction perpendicular to L direction)_SL(M / s) and C_SCIt was also found that the value of (m / s) ratio] could be 1.02 or less.
[0021]
Furthermore, in addition to the fixation of solid solution N by adding Ti for the chemical equivalent of N content and regulating the N content to 0.005% or less, Mo having high hardenability is substantially added. By not containing, it compensates for the formation of island martensite and toughness deterioration of the base metal due to high temperature rolling finish, and also heat affected zone of welded joint that undergoes thermal cycle that is rapidly cooled after being heated to high temperature by high heat input welding It was found that the toughness of (HAZ) can be improved in the same manner as the base material toughness.
[0022]
On the other hand, regarding the weldability, by controlling the CEN defined by the above formula (2) to 0.20 to 0.29%, preheating is not required while securing a tensile strength of 590 MPa or more.
[0023]
By controlling the chemical composition and rolling conditions described above, heat treatment such as QQ'-T and stress-relieving annealing for reducing the yield ratio after bending is not required as in conventional steel, and weldability is improved. The present inventors have found that a significantly improved 590 MPa grade steel sheet for construction can be obtained. Hereinafter, the reasons for limiting the chemical composition, microstructure, and production conditions for obtaining excellent toughness, low yield ratio and good weldability, which are the characteristics of the high-tensile steel sheet of the present invention, will be described.
[0024]
The inventors changed the austenite after heating to 1100 ° C., which is equal to or higher than the solid solution temperature of Nb, using the Nb—B—Ti steel material with or without the addition of Mo and the C content or N content. The tensile reduction and Charpy impact tests were performed using a 40 mm thick steel plate that had been air-cooled after rolling to 900 ° C, which is an austenite non-recrystallization temperature of -80 ° C or higher. Carried out. In addition, after performing cold bending (R = 20t, R: inner bending radius, t: plate thickness) in the T direction with the surface side of the steel sheet as the outer surface side, the vicinity of t / 4 on the bending outer surface side of the material Tensile test pieces (JIS No. 4) were collected in the circumferential direction and yield ratio (YR) was determined.
[0025]
FIG. 1 shows the mechanical properties of as-rolled and cold-bent materials [0.2% offset proof stress (0.2% YS), tensile strength (TS), yield ratio (YR = (0.2% YS / TS) × 100 (%)), fracture surface transition temperature (vTrs)]. In FIG. 1, the numbers attached to the marks “◯”, “Δ”, “●”, etc. are the experiment Nos. Shown in Tables 3 and 4 below. (The same applies to FIGS. 2 to 8 below). As is apparent from this result, when the C content is less than 0.025%, YR is high, but when the C content is 0.025 to 0.045%, the YR of the as-rolled material is 76% or less. It can be seen that the base metal toughness is good (that is, vTrs is 0 ° C. or lower) at a low level. It can also be seen that when the C content is within this range, the cold-bending material also satisfies YR of 80% or less.
[0026]
FIG. 2 is a graph showing the effect of N content on the mechanical properties of as-rolled and cold-bent materials in 0.03% C—Nb—B—Ti steel. As is apparent from this result, when the N content is reduced to 0.002%, the strength of the rolled material rapidly increases and rises to the upper limit of the target YR, while the N content exceeds 0.005%. It can be seen that the strength decreases and the base metal toughness deteriorates.
[0027]
FIG. 3 is a graph showing the effect of the presence or absence of Mo on the mechanical properties of the as-rolled and cold-bent materials in 0.03% C—Nb—B—Ti steel. As is apparent from the results, the Mo additive has a low base material toughness, whereas the Mo-free material has a high base material toughness.
[0028]
Next, the 0.03% C—Nb—B—Ti slab was heated to 1100 ° C., and then subjected to rolling while changing the cumulative reduction ratio and rolling finishing temperature in the non-recrystallized area of austenite and then air-cooled. Using a 40 mm thick steel plate, Charpy impact test and acoustic anisotropy (the transverse wave speed ratio C)_SL/ C_SC) Was measured.
[0029]
FIG. 4 is a graph showing the influence of the rolling finishing temperature on the acoustic anisotropy. As a result, the cumulative rolling reduction in the non-recrystallized region of austenite is 50%. As is apparent from this result, the acoustic anisotropy is low when the rolling finishing temperature is not higher than the austenite non-recrystallization temperature (about 950 ° C.) − 80 ° C., whereas the shear wave is lower than that. Shear wave speed ratio C_SL/ C_SCHowever, 1.02 or less, which is a value defined as having no acoustic anisotropy in JIS Z3060, cannot be satisfied.
[0030]
FIG. 5 is a graph showing the effect of the cumulative rolling reduction in the non-recrystallized area of austenite on the acoustic anisotropy. As a result, the rolling finish temperature is 900 ° C. As is clear from this result, the acoustic anisotropy is high when the cumulative rolling reduction in the non-recrystallized region of austenite exceeds 60%, whereas the acoustic rolling resistance is less than 60% when the cumulative rolling reduction is 60% or less. It can be seen that the anisotropy is low.
[0031]
Next, with regard to the high heat input welded joint HAZ toughness, a small piece was cut out from a 40 mm thick plate of Nb-B-Ti steel with or without the addition of Mo, and after heating to 1350 ° C., 800 A Charpy impact test piece (Tc80s material) was collected from a sample subjected to a heat cycle corresponding to a heat input of about 20 kJ / mm (Tc: 80 s) and cooled at 80 s between ˜500 ° C. and absorbed energy (vE at 0 ° C.₀) Was measured.
[0032]
FIG. 6 is a graph showing the influence of the N content on the HAZ toughness of the Tc80s material of 0.03% C—Nb—B—Ti steel. As is clear from this result, when the N content exceeds 0.005%, the HAZ toughness deteriorates rapidly and becomes extremely low, whereas when the N content is 0.005% or less, the HAZ toughness is The same level as the required base material for 590 MPa grade steel (vE₀) It can be seen that 47J or more can be sufficiently satisfied.
[0033]
FIG. 7 is a graph showing the effect of the presence or absence of Mo on the HAZ toughness of the Tc80s material of 0.03% C—Nb—B—Ti steel. As is clear from this result, the HAZ toughness of the Mo-containing material is the above-mentioned vE.₀Although it is lower than 47J, it can be seen that HAZ toughness can be secured at a high level even though it does not contain Mo.
[0034]
Next, a y-type weld cracking test was conducted according to JIS Z 3158 on a 40 mm thick material in which the CEN was changed by adjusting the chemical composition of 0.03% C—Nb—B—Ti steel, and a low temperature cracking was performed. The prevention preheating temperature was determined. The result is shown in FIG. As is apparent from this result, it is found that CEN needs to be 0.29% or less in order to make the low temperature crack prevention preheating temperature 25 ° C. or less (no preheating is required).
[0035]
Next, the reason for limiting the chemical component composition in the high-tensile steel sheet of the present invention will be described. First, in the present invention, as described above, C: 0.025 to 0.045%, Si: 0.05 to 0.6%, Mn: 1 to 2.5%, sol. Al: 0.005-0.1%, Nb: 0.005-0.1%, B: 0.0003-0.003%, N: 0.002-0.005%, and the formula (1) It is necessary to contain Ti that satisfies the above-mentioned requirements and to substantially not contain Mo. The reasons for limiting the ranges of these elements are as follows.
[0036]
C: 0.025 to 0.045%
C is an element necessary for securing strength and a low yield ratio as high-tensile steel, and obtains island-like martensite to be used for obtaining a tensile strength: a strength of 590 MPa or higher and a low yield ratio. For this purpose, 0.025% addition exceeding the solid solubility limit of ferrite is necessary. From such a viewpoint, the C content needs to be 0.025% or more. Further, when the C content exceeds 0.045% and becomes excessive, in the case of B-Ti steel, C is M._{twenty three}Combined with solute B in the form of (B, C) to lower the hardenability, while producing low carbon to medium carbon bainite and ferrite pearlite phase, so the tensile strength decreases and toughness Deteriorates. In addition, the weld crack resistance deteriorates. Therefore, the C content needs to be 0.025 to 0.045%. The C content is preferably in the range of 0.028 to 0.040 from the viewpoint of ensuring the stability of the YR of the cold-bending material and ensuring the high toughness of the base material and the heat-affected zone of the high heat input welded joint.
[0037]
Si: 0.05-0.6%
Si is an element necessary for deoxidation. However, if the content is less than 0.05%, this effect is small, and if it is added in excess of 0.6%, the island-like martensite is increased and the matrix is increased. Deteriorates material toughness and weldability. Therefore, the Si content is in the range of 0.05 to 0.6%.
[0038]
Mn: 1.0 to 2.5%
Mn is an effective element for obtaining the structure of bainite structure steel, and if less than 1.0%, this effect is poor. On the other hand, if it exceeds 2.5%, the toughness and weldability deteriorate. Let Therefore, the Mn content needs to be 1.0 to 2.5%. From the viewpoint of improving hydrogen-induced cracking of the steel sheet due to reduction of sulfide inclusions, a more preferable upper limit is 2.0%.
[0039]
sol. Al: 0.005 to 0.1%
sol. Al is a deoxidizing element and has an effect of suppressing austenite grain growth during slab heating, but if its content is less than 0.005%, such an effect is not exhibited, and it exceeds 0.1% and is contained excessively. If done, it will cause toughness degradation. Therefore, sol. The Al content is in the range of 0.005 to 0.1%.
[0040]
Nb: 0.005 to 0.1%
Nb is an element having a crystal grain refining effect and a transformation strengthening effect even in the case of non-tempering in the case of a low C—B—Ti steel. In order to acquire the effect, it is necessary to make Nb content 0.005% or more, but when it exceeds 0.1%, it tends to deteriorate toughness and weldability. Therefore, the Nb content is 0.005 to 0.1%. From the viewpoint of ensuring the toughness of the weld joint heat-affected zone (HAZ), the upper limit is preferably 0.05%.
[0041]
B: 0.0003 to 0.003%
B is an element indispensable for improving the strength when segregated at the austenite grain boundary in a solid solution state, and stably generating a bainite structure even in a low C system. In order to exert the effect, the B content needs to be 0.0003% or more. On the other hand, if the B content exceeds 0.003%, the strength improving effect is saturated and the base metal toughness and weldability are deteriorated. Therefore, the B content needs to be 0.0003 to 0.003%.
[0042]
N: 0.001 to 0.005%, and the amount that Ti satisfies the above formula (1)
N is an element that works well for improving the hardenability by B as a small amount, but it is necessary to contain it as 0.001% or more from the viewpoint of suppressing the growth of austenite grains during slab heating as TiN and AlN. However, if the N content exceeds 0.005%, the toughness of the base metal and the weld heat affected zone is significantly deteriorated even if the Ti content is made appropriate. Therefore, the N content needs to be 0.001 to 0.005%. In order to secure the toughness of the base material and the weld heat affected zone at a high level, the N content is preferably in the range of 0.0020 to 0.0045%.
[0043]
On the other hand, Ti has a deoxidizing action and a promoting action of improving the hardenability of B by fixing solute N. In order to fix solid solution N, it is necessary to contain Ti at a chemical equivalent of [N] [N] [(47.9 / 14.0) × [N]] − 0.003% or more. If it is less than that, solid solution B precipitates in the form of precipitates (BN, etc.) and the hardenability is lowered, causing a reduction in strength. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.03%, the base material toughness is deteriorated. Therefore, the Ti content is in the range of (47.9 / 14.0) × [N] −0.003 to 0.03%.
[0044]
Mo: substantially free
Mo is an element effective for improving the hardenability even when it is not tempered. However, when rolling is performed within the temperature range of the present invention, it is found that the inclusion of Mo lowers the toughness of the base material and HAZ. did. Therefore, in the present invention, Mo is not substantially contained in order to exhibit good toughness. Note that “substantially free” means that the inclusion of an amount inevitably mixed from the steelmaking raw material (for example, about 0.01% or less) is acceptable.
[0045]
In the non-tempered low yield ratio high strength steel sheet of the present invention, among the chemical components included in the above formula (2), the content of Cu, Ni, Cr, V is Cu: 0.05 to 0.5. %, Ni: 0.05 to 3%, Cr: 0.05 to 1.2%, and V: 0.005 to 0.20%. Cu, Ni, Cr, V, and the like are effective elements from the viewpoint of increasing the strength of the steel sheet. Therefore, one or more of these elements may be appropriately selected and contained. The reasons for limiting the ranges of these elements are as follows.
[0046]
One or more selected from the group consisting of Cu: 0.05-0.5%, Ni: 0.05-3%, Cr: 0.05-1.2%, V: 0.005-0.20%
Cu is an element effective for increasing the strength by solid solution strengthening. If the Cu content is less than 0.05%, such effects cannot be sufficiently exhibited. If the Cu content exceeds 0.5%, the toughness of the base material is deteriorated and hot cracking is likely to occur. Therefore, the Cu content is preferably in the range of 0.05 to 0.5%.
[0047]
Ni improves strength and toughness, and suppresses deterioration of hot workability due to the addition of Cu. If the Ni content is less than 0.05%, the sufficient effect cannot be obtained. If the Ni content exceeds 3%, scale flaws are liable to occur and the cost increases. Therefore, the Ni content is preferably in the range of 0.05 to 3%.
[0048]
Cr is an element effective for increasing the strength. If the Cr content is less than 0.05%, the effect cannot be exhibited sufficiently. If the Cr content exceeds 1.2%, the weldability is impaired. Therefore, the Cr content is preferably in the range of 0.05 to 1.2%.
[0049]
V is an element effective for increasing the strength. In order to obtain the effect, V is preferably contained in an amount of 0.005% or more, but even if contained over 0.20%, the effect is saturated. Damage to weldability.
[0050]
Of course, the chemical component contained in the formula (2) may be contained outside the above preferred range, and such a steel sheet is also included in the technical scope of the present invention. Moreover, in the non-tempered low yield ratio high-tensile steel sheet that is the subject of the present invention, in addition to the above components, it is composed of iron and inevitable impurities, but if necessary, (a) Ca: 0.0005 It is also effective to contain 0.01%, (b) rare earth elements: 0.002 to 0.02%, and the like, and the characteristics of the high-tensile steel sheet can be further improved depending on the components to be contained. The reasons for limiting the ranges of these components are as follows. In addition to these components, the high-tensile steel plate of the present invention can also contain trace components that do not impair the properties thereof, and such high-tensile steel plates are also included in the scope of the present invention.
[0051]
Ca: 0.0005 to 0.01%
Ca has a spheroidizing action of non-metallic inclusions and is effective in reducing the anisotropy of mechanical properties. However, if the content is less than 0.0005%, the sufficient effect cannot be obtained. If the content exceeds 0.01%, the toughness deteriorates due to an increase in inclusions. Therefore, the Ca content is preferably in the range of 0.0005 to 0.01%.
[0052]
Rare earth elements: 0.002 to 0.02%
A rare earth element (hereinafter abbreviated as “REM”) is an element that suppresses abnormal austenite grain growth and improves the toughness of the weld heat affected zone in the presence of TiN as its oxysulfide, but less than 0.002% If such an effect is not exhibited and the content exceeds 0.02%, the cleanliness of the steel is deteriorated and internal defects are generated. Therefore, the REM content is preferably in the range of 0.002 to 0.02%. REM is a general term for 17 elements such as scandium (Sc), yttrium (Y) and lanthanoid series rare earth elements belonging to Group 3 of the periodic table, and any of these elements can be used in the present invention.
[0053]
By the way, in the high-tensile steel sheet of the present invention, the CEN represented by the formula (2) needs to be in the range of 0.20 to 0.29% for the following reason. This CEN expresses the hardenability of the weld heat-affected zone as an index in "Carbon equivalent to evaluate weld hardenability and low temperature cracking of steel" [Steel Research, No. 307 (1982), p117-128]. If the CEN is less than 0.20%, the thick material cannot satisfy the tensile strength of 590 MPa. Further, if CEN exceeds 0.29%, weldability is impaired, so preheating is required during welding. Therefore, CEN needs to be in the range of 0.20 to 0.29%.
[0054]
Next, the reason for limitation in the manufacturing conditions of the present invention will be described. In the manufacturing method of the present invention, the steel slabs (including slabs) whose components are adjusted to the above-described composition are heated to the Nb solid solution temperature or higher and 1250 ° C. or lower and then rolled, and accumulated in the non-recrystallized region in austenite. The rolling reduction is set to 60% or less, the rolling is finished at an austenite non-recrystallization temperature of −80 ° C. or higher, and then air-cooled to obtain a tensile strength 590 MPa class steel plate having low acoustic anisotropy and good base material toughness. can get.
[0055]
In the above production method of the present invention, the heating temperature is set to the Nb solid solution temperature or higher in order to make the structure once austenite in which Nb is completely dissolved. On the other hand, heating exceeding 1250 ° C. results in coarsening of austenite, making it impossible to achieve sufficient fineness by rolling, resulting in a decrease in toughness.
[0056]
Next, in hot rolling, if the cumulative reduction ratio in the non-recrystallized region of austenite exceeds 60%, the acoustic anisotropy increases due to the development of the texture. Therefore, the cumulative reduction ratio needs to be 60% or less. is there.
[0057]
When the rolling finishing temperature is lower than the austenite non-recrystallization temperature −80 ° C., the acoustic anisotropy is the transverse wave speed ratio C._SL/ C_SCTherefore, the rolling finishing temperature needs to be the non-recrystallization temperature of austenite −80 ° C. or higher. As for cooling after rolling, if accelerated cooling is performed in the transformation region, YR of the base material may exceed the target upper limit of 76%. Therefore, it is preferable to use air cooling from the viewpoint of ensuring low stability of YR. .
[0058]
By satisfying the above-mentioned conditions and manufacturing, it is possible to obtain a microstructure in which island-like martensite phases are finely dispersed in bainite, and the above-described effects are exhibited by using such a structure. In addition, as said micro structure, it is preferable that the amount of island-like martensite (volume ratio) in a bainite ground is about 0.8-2.5 volume%. A structure having a volume ratio of less than 0.8% by volume cannot satisfy a yield ratio of 76% or less. On the other hand, when the amount of island martensite (volume ratio) exceeds 2.5% by volume, the base material toughness is deteriorated.
[0059]
Hereinafter, the present invention will be described in more detail by way of examples. However, the following examples are not of a nature that limits the present invention, and any design changes in accordance with the gist of the preceding and following descriptions are technical aspects of the present invention. It is included in the range.
[0060]
【Example】
Steel sheets having a thickness of 40 to 100 mm were manufactured by controlled rolling (CR) of various slab slabs having chemical composition shown in Tables 1 and 2 below.
[0061]
[Table 1]

[0062]
[Table 2]

[0063]
Tensile test pieces (JIS No. 4, T direction) and Charpy impact test pieces (JIS No. 4, t / 4, L direction) were sampled from the respective steel plates and subjected to tensile tests and impact tests. Further, by observing the microstructure with a microscope to determine the amount of island-like martensite (% by volume) and to evaluate the acoustic anisotropy of the steel sheet, the shear wave speed ratio (C) in accordance with JIS Z 3060_SL/ C_SC)
[0064]
On the other hand, each steel plate is subjected to cold bending (R = 20t) in the T direction with the front side being the outer side, and then a tensile test piece (JIS No. 4) is placed in the circumferential direction from the vicinity of t / 4 on the outer side of the bending. The YR was obtained by collecting and conducting a tensile test.
[0065]
Further, in order to evaluate the weldability of the steel sheet, a y-type weld crack test piece according to JIS Z 3158 was taken, and a cold crack prevention preheating temperature was measured.
[0066]
Furthermore, in order to evaluate the HAZ toughness of the high heat input welded joint, a heat cycle equivalent to a heat input of about 20 kJ / mm [after maintaining the maximum heating temperature of 1350 ° C., cooling the cooling time (Tc) of 800 to 500 ° C. in 80 s ], A Charpy impact test piece was collected and an impact test was performed. These test results are shown in Tables 3 and 4 below together with the production conditions.
[0067]
[Table 3]

[0068]
[Table 4]

[0069]
First, Experiment No. One is a 40 mm-thick low yield ratio 590 MPa grade steel plate manufactured by Q-Q '(Two-phase region quenching) -T. Experiment No. Nos. 2 to 6 show the influence of the C content on the material of an Nb-B-Ti 40 mm-thick non-tempered steel sheet. Experiment No. 7, 8, and 34 show the influence of the N content on the material. Experiment No. 9 shows the influence of Mo content on the material. Experiment No. 10 to 12 show the influence of the carbon equivalent CEN on the material.
[0070]
Experiment No. 13 and 14 also show the influence of the Si content on the material. Experiment No. 15 to 17 show the influence of the Mn content on the material. Experiment No. 18 and 19 also show the influence of the Cu content on the material.
[0071]
Experiment No. No. 20 shows the influence of the Ni content on the material. Experiment No. 21 shows the effect of Cr content on the material. Experiment No. 22 shows the influence of the V content on the material.
[0072]
Experiment No. No. 23 shows the influence of the B content on the material. Experiment No. Nos. 24-26 show the influence of the Ti content on the material. Experiment No. 27 shows the influence of the Ca content on the material.
[0073]
Example No. 28 shows the influence of the REM content on the material. Experiment No. Similarly, 29 shows the influence of the plate thickness on the material. Experiment No. 30 shows the influence of the rolling finishing temperature on the material.
[0074]
Experiment No. No. 31 shows the influence of the cumulative rolling reduction in the austenite non-recrystallized region, which is also affected by the material. Experiment No. 32 shows the influence of the heating temperature similarly exerted by the material. Experiment No. 33 shows the influence of the cooling rate after rolling which the material similarly has.
[0075]
As is apparent from these results, the steel sheet satisfying the chemical composition and rolling / cooling conditions specified in the present invention has a yield strength (0.2% YS): 440 MPa or more, a tensile strength (TS): 590 MPa or more, and a yield. Ratio (YR): 76% or less and fracture surface transition temperature (vTrs): 0 ° C. or less, R = 20t after cold bending YR: 80% or less and mechanical characteristics of transverse wave sound velocity ratio (C_SL/ C_SC): An acoustic anisotropy of 1.02 or less. Further, the preheating temperature for preventing low temperature cracking in the y-type weld cracking test is 25 ° C. or lower and no preheating is required. Moreover, even if high heat input welding of, for example, 10 kJ / mm is performed, the welded heat affected zone (HAZ) has a toughness of 47 J or more like the base material.
[0076]
On the other hand, in the comparative example, one of yield strength, tensile strength, yield ratio, base material toughness, YR after cold bending, acoustic anisotropy, weldability, and high heat input welded HAZ toughness The characteristics have deteriorated.
[0077]
【The invention's effect】
The present invention is configured as described above, and does not require preheating in welding construction, has low acoustic anisotropy, has a yield ratio of 76% or less, and a high heat input HAZ toughness and has a tensile strength of 590 MPa or more. A steel plate could be manufactured. The steel plate obtained in this way can satisfy YR 80% or less without stress relief annealing even if it is cold-bended like a concrete-filled steel pipe column (CFT). It can also be applied to steel materials for earthquake-resistant bridges that require acoustic anisotropy. In addition, these characteristics can be provided with non-tempering, and produce a derivative effect of process saving, cost reduction, and energy saving with respect to steel sheet manufacturing and welding construction.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing the influence of C content on the mechanical properties of as-rolled and cold-bending materials.
FIG. 2 is a graph showing the effect of N content on the mechanical properties of as-rolled and cold-bent materials in 0.03% C—Nb—B—Ti steel.
FIG. 3 is a graph showing the effect of the presence or absence of Mo on the mechanical properties of as-rolled and cold-bent materials in 0.03% C—Nb—B—Ti steel.
FIG. 4 is a graph showing the influence of rolling finishing temperature on acoustic anisotropy.
FIG. 5 is a graph showing the effect of the cumulative rolling reduction in the non-recrystallized area of austenite on the acoustic anisotropy.
FIG. 6 is a graph showing the influence of N content on the HAZ toughness of Tc80s material of 0.03% C—Nb—B—Ti steel.
FIG. 7 is a graph showing the effect of the presence or absence of Mo on the HAZ toughness of a Tc80s material of 0.03% C—Nb—B—Ti steel.
FIG. 8 is a graph showing the effect of carbon equivalent (CEN) on the cold cracking prevention preheating temperature according to JIS Z 3158.

Claims

C: 0.025 to 0.045% (meaning of mass%, the same applies hereinafter), Si: 0.05 to 0.6%, Mn: 1.0 to 2.5%, sol. Al: 0.005-0.1%, Nb: 0.005-0.1%, B: 0.0003-0.003%, N: 0.001-0.005%, and the following formula (1) In addition to containing Ti satisfying each of the above, Mo is not substantially contained, and CEN represented by the following formula (2) satisfies the range of 0.20 to 0.29%, with the balance being Fe and inevitable A steel material having a chemical composition composed of impurities is heated to Nb solid solution temperature or higher and not higher than 1250 ° C. and then rolled, and the austenite unrecrystallized in the non-recrystallized region is 60% or less. An acoustic anisotropy characterized by having a microstructure in which 0.8 to 2.5% by volume of an island-like martensite phase is finely dispersed in a bainite ground after rolling at a temperature of -80 ° C or higher. Small tensile strength with excellent weldability of 590 MPa or more Microalloyed type low yield ratio method for producing a high tensile steel plate.
(47.9 / 14.0) × [N] −0.003 ≦ [Ti] ≦ 0.03 (%) (1)
However, [N] and [Ti] indicate the contents (% by mass) of N and Ti, respectively.
CEN (%) = [C] + A (c) {[Si] / 24 + [Mn] / 6 + [Cu] / 15 +
[Ni] / 20 + ([Cr] + [Mo] + [Nb] + [V]) / 5 + 5 [B]} …… (2)
However, A (c) = 0.75 + 0.25 · tanh {20 ([C] −0.12)}, and [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [ Cr], [Mo], [Nb], [V] and [B] indicate the contents (mass%) of C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, Nb, V and B, respectively.

The steel material further comprises Cu: 0.05-0.5%, Ni: 0.05-3%, Cr: 0.05-1.2% and V: 0.005-0.20% The production method according to claim 1, comprising at least one selected from the group consisting of:

The manufacturing method according to claim 1 or 2, wherein the steel material further contains Ca: 0.0005 to 0.01%.

The manufacturing method according to any one of claims 1 to 3, wherein the steel material further contains a rare earth element: 0.002 to 0.02%.