JP3864880B2

JP3864880B2 - Manufacturing method of high toughness and high yield point steel with excellent weldability

Info

Publication number: JP3864880B2
Application number: JP2002270655A
Authority: JP
Inventors: 照輝貞末; 伸一鈴木; 豊久新宮
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2002-09-17
Filing date: 2002-09-17
Publication date: 2007-01-10
Anticipated expiration: 2022-09-17
Also published as: JP2004107713A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶接構造物の主要部材を対象とする高い降伏点を有する高靭性高張力鋼材の製造方法に関する。より具体的には、橋梁に代表される溶接構造物を対象とする上降伏点もしくは０ . ２％耐力が５２１ＭＰａ以上であって優れた溶接性を有する高靭性鋼材の効率的な製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、橋梁に代表される溶接構造物の主要鋼材に高張力鋼が適用される事例が多くなってきている。これは高張力鋼材の使用による設計の合理化、例えば鋼材重量の低減、薄肉化、さらにはこれに伴う溶接における省力化が狙いである。このような高張力鋼材には、例えば、ＪＩＳＧ３１０６および道路橋示法書に記載されているＳＭ５７０鋼（８ｍｍ≦板厚≦１００ｍｍ）があり、降伏強度が４５０ＭＰａ以上（降伏点一定鋼）、引張強度が５７０〜７２０ＭＰａ、マイナス５℃のシャルピー吸収エネルギーが４７Ｊ以上、Ｐ_CM（溶接割れ感受性指数）≦０．２８％（板厚≦５０ｍｍ），Ｐ_CM≦０．３０％（５０ｍｍ＜板厚≦１００ｍｍ）と規定されている。また、この他にも耐候性を有するＳＭＡ５７０Ｗ鋼もあり、これについても強度、靭性についてＳＭ５７０鋼と同様の規定がなされている。
【０００３】
一方、米国では近年、従来の橋梁用鋼材より優れた性能を有するＨｉｇｈＰｅｒｆｏｒｍａｎｃｅＳｔｅｅｌ（ＨＰＳ）の開発がなされ、ＨＰＳの実橋への適用成果が報告されつつある。ＨＰＳは従来鋼よりも高強度、高靭性、高溶接性であり、かつ耐候性を有する鋼であり、溶接時の予熱省略、或いは予熱低減が可能とされている。例えばＨＰＳは、強度に関してＡＳＴＭＡ７０９Ｇｒ．７０Ｗ（板厚≦１００ｍｍ）において降伏強度が４８５ＭＰａ以上、引張強度が６２０〜７６０ＭＰａと規定され、低温靭性に関してＡＳＴＭＡ７０９Ｚｏｎｅ３でマイナス２３℃の吸収エネルギーが４８Ｊ以上と規定されている。このようなＨＰＳを使用することにより、大幅な鋼材重量の低減や建設コストの削減が可能となったことが報告されている。
【０００４】
このように、従来のＳＭ５７０鋼或いはＳＭＡ５７０Ｗ鋼よりもさらに低コストで製造され、かつ改善された降伏強度、靭性、溶接施工性を有する鋼材が求められ、研究が進められている。
【０００５】
これまで、ＳＭ５７０鋼或いはＳＭＡ５７０Ｗ鋼は焼入れ／焼戻しにより製造されてきた。このような技術は、例えば、特許文献１、特許文献２、特許文献３などに開示されている。
【０００６】
上記の熱処理における焼戻しはオフラインで行われてきたが、製造コスト削減や納期短縮の観点からオンラインでの熱処理を用いることが望ましい。このような技術として、例えば、特許文献４には、圧延後さらに［Ａｒ3点−３０℃］〜［Ａｒ3点−１５０℃］の温度域でレベラー掛けまたは軽圧下処理を施すことでＮｂ，Ｖの析出を促進しつつ、その後、加速冷却することにより高降伏点鋼を得る手法が開示されている。また、特許文献５には、圧延後［Ａｒ3点−７０℃］〜［Ａｒ3点−１５０℃］の温度範囲で２分間以上保持し、この間にＮｂ，Ｖを析出させ、その後に加速冷却することにより高降伏点鋼板を得るプロセスが開示されている。また、特許文献６にはＣｕ，Ｎｉ，Ｔｉ，ＲＥＭを含有する鋼を圧延後、引き続き３５０〜５００℃の温度域まで加速冷却することにより降伏強度４６ｋｇｆ／ｍｍ²以上を有する鋼材を得る技術が開示されている。
【０００７】
特許文献７には加速冷却装置と同一の製造ライン上に設置された加熱装置を用い、圧延、冷却、焼戻しを連続的に行う方法が開示されている。この技術によれば、冷却により鋼組織をベイナイトまたはマルテンサイト組織とした後に、急速加熱焼戻しを行うことにより過飽和に固溶した炭素を微細なセメンタイトとして析出させることができる。このため、従来の焼入れ／焼戻しプロセスよりも効率的に鋼材を製造することが可能であり、かつ得られる鋼材を強度・靭性に優れたものとすることが可能となる。
【０００８】
【特許文献１】
特開昭６１−１３９６２７号公報
【０００９】
【特許文献２】
特開２０００−４５０４４号公報
【００１０】
【特許文献３】
特開２００２−４７５３２号公報
【００１１】
【特許文献４】
特開昭６２−８９８１４号公報
【００１２】
【特許文献５】
特開平４−２２１０１５号公報
【００１３】
【特許文献６】
特開昭６３−１６１１１９号公報
【００１４】
【特許文献７】
特許３０１５９２３号公報
【００１５】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、上記した技術には以下のような問題点がある。
【００１６】
例えば、オンラインでの製造法に関して、特許文献４〜６に開示されている技術はいずれも加速冷却ままで高降伏強度を有する鋼を得る手法であるが、このようにして得られた鋼は、焼入れ／焼戻しプロセスを用いて製造した鋼に比べて降伏強度が低い。これは、焼戻し時の析出強化による高降伏強度化を活用できないからである。例えば、特許文献６の実施例で示されている鋼の降伏比は平均で約８１％である。また、特許文献４，５に開示されている技術は、Ｎｂ，Ｖの析出強化を活用することにより高降伏強度化することを狙いとして、Ａｒ3点以下の温度域でレベラー掛け／軽圧下ならびに保持を行うものであるが、これらの公報の実施例で示されている鋼の降伏比は平均でそれぞれ８３％、８４％程度である。
【００１７】
特許文献７に開示されている技術に基づけば、従来の焼入れ／焼戻しプロセスと同様に高降伏強度（降伏比≧約８５％）の鋼を高効率に製造することができる可能性がある。ただし、この技術で得られる鋼の基本的な組織は焼き戻されたベイナイトまたはマルテンサイト組織である。したがって、その実施例が示すように大半の鋼は冷却停止温度が室温と低く、焼戻し時の温度差（焼戻し終了温度−焼戻し開始温度）が大きいために、消費電力などのコスト増に繋がる。
【００１８】
本発明は上記課題を解決するためになされたものであり、５２１ＭＰａ以上の上降伏点もしくは０ . ２％耐力を有し、かつ靭性および溶接性に優れた鋼材を高効率かつ低コストで製造する方法を提供することを目的とする。
【００１９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記課題を解決するべく実験と検討を重ねた結果、高降伏強度化（高降伏比化）に対して最適な組織はフェライトを含むベイナイト組織であることを見出した。このような組織をライン上に配置された加速冷却、加熱設備を駆使して一連の工程で造りこむことにより、フェライト中に微細な析出物を分散させることが可能となり、この結果、高降伏強度化を図ることができ、さらに高靭性かつ溶接性に優れた鋼材が得られるのである。本発明は以上のような知見に基づいてなされたものである。
【００２０】
本発明の優れた溶接性を有する高靭性高降伏点鋼材の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｖ：０．００５〜０．１０％を含有し、かつＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｎｉ／６０＋Ｖ／１０＋５Ｂで定義される溶接割れ感受性指数が０．２５％以下であり、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を、１０００℃以上１３００℃以下の温度範囲まで加熱し、Ａｒ３点以上の温度域で累積圧下率が５０％以上の圧延を行い、直ちにＡｒ３点以上の温度域から冷却速度３℃／秒以上で３００℃以上６００℃以下の温度範囲まで加速冷却を行い、その後直ちに昇温速度０．５℃／秒以上で５００℃以上Ａｃ１点未満の温度範囲に再加熱し、フェライトを含むベイナイト組織とし、上降伏点もしくは０ . ２％耐力を５２１ＭＰａ以上とすることを特徴とする。
【００２１】
前記鋼は、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．００５％以下のうちのいずれか一種または二種以上をさらに含有することが好ましい。
【００２２】
まず、本発明で用いる鋼材の化学成分の限定理由について説明する。以下の説明において「％」で示す単位は全て質量％である。
【００２３】
（１）Ｃ：０.０２〜０.１５％
Ｃは強度確保のために０.０２％以上添加する必要がある。一方、０.１５％を超えて添加すると溶接性を阻害する。したがって、Ｃ含有量は０.０２％以上０.１５％以下に限定する。
【００２４】
（２）Ｓｉ：０.０１〜０.５０％
Ｓｉは脱酸剤として有効であるとともに高強度化にも寄与する。このような効果を得るためには０.０１％以上の添加が必要である。一方、０.５０％を超えて添加すると溶接性、靭性を劣化させる。したがってＳｉ含有量は０.０１％以上０.５０％以下に限定する。
【００２５】
（３）Ｍｎ：０.５〜２.０％
Ｍｎは安価に焼入れ性の増加を通じて強度を高めるだけでなく、靭性向上にも寄与する。このような観点からＭｎは０.５％以上必要である。一方、Ｍｎが２.０％を超えると溶接性の劣化に繋がる。したがってＭｎ含有量は０.５％以上２.０％以下に限定する。
【００２６】
（４）Ｐ：０.０５％以下
Ｐは鋼の靭性を劣化させるため、その含有量はできるだけ低いことが望ましい。このためＰ含有量はその上限を０.０５％、好ましくは０.０３％とする。
【００２７】
（５）Ｓ：０.０２％以下
Ｓは多量に添加すると鋼の靭性を低下させるため極力低減することが望ましい。このためＳ含有量はその上限を０.０２％、好ましくは０.０１％とする。
【００２８】
（６）Ｎｂ：０.００５〜０.１０％
Ｎｂは本発明において非常に重要な働きをなす元素であり、再加熱時の析出強化を通じて高降伏強度化をもたらす。この効果を発揮させるためにはＮｂを０.００５％以上添加する必要がある。一方、０.１０％を超えて添加すると靭性が劣化する。したがってＮｂ含有量は０.００５％以上０.１０％以下に限定する。
【００２９】
（７）Ｖ：０.００５〜０.１０％
ＶもＮｂと同様、本発明において重要な働きをなす元素であり、再加熱時の析出強化を通じて高降伏強度化をもたらす。この効果を発揮させるためにはＶを０.００５％以上添加する必要がある。一方、０.１０％を超えて添加すると溶接性および靭性の低下を招く。したがってＶ含有量は０.００５％以上０.１０％以下に限定する。
【００３０】
（８）Ｐ_CM：０.２５％以下
溶接割れ感受性指数は、Ｐ_CM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｎｉ／６０＋Ｖ／１０＋５Ｂ（但し、元素記号は鋼材中の各元素の含有量（質量％）を表す）で定義される関係式を用いて鋼材の各成分の含有値を代入して導くことが出来る。
【００３１】
溶接割れ感受性指数Ｐ_CMを０．２５％以下として、低合金化により溶接性を向上し、低温割れの抑制を図る。厚肉物ではさらにＰ_CM≦０.２２％とすることが好ましい。
【００３２】
以上を本発明の基本成分とするが、強度、靭性や溶接性等の調整、耐候性の付与などを目的として、以下に示すＣｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｂの元素のうち１種または２種以上を添加しても良い。
【００３３】
（９）Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは固溶による強度上昇および耐候性確保のため必要に応じて添加する。しかし、その含有量が１．０％を超えると鋼材の溶接性を損なうとともに鋼材製造時に疵が生じやすくなる。したがって添加する場合は、Ｃｕ含有量の上限を１．０％とする。
【００３４】
（１０）Ｎｉ：２．０％以下
Ｎｉは低温靭性を向上させるとともに耐候性やＣｕを添加した場合に生ずる熱間脆性の改善に有効であるため必要に応じて添加する。しかし、その添加量が２．０％を超えると溶接性を阻害する上、コスト上昇に繋がる。したがって添加する場合は、Ｎｉ含有量の上限を２．０％とすることが好ましく、さらに１．０％とすることがより好ましい。
【００３５】
（１１）Ｃｒ：１．０％以下
Ｃｒは耐候性や強度の観点から必要に応じて添加されるが、その含有量が１．０％を超えると溶接性および靭性を損なう。したがって添加する場合は、Ｃｒ含有量の上限を１．０％とする。
【００３６】
（１２）Ｍｏ：１．０％以下
Ｍｏは強度上昇のために必要に応じて添加されるが、その含有量が１．０％を超えると溶接性および靭性の劣化が生じる。したがって添加する場合は、Ｍｏ含有量の上限を１．０％とすることが好ましく、さらに０．５％とすることがより好ましい。
【００３７】
（１３）Ｔｉ：０．１％以下
Ｔｉは強度上昇と溶接部靭性の改善のために必要に応じて添加される。しかし、その含有量が０．１％を超えるとコスト上昇を招く傾向にある。したがって添加する場合は、Ｔｉ含有量の上限を０．１％とすることが好ましく、さらに０．０５％とすることがより好ましい。
【００３８】
（１４）Ｂ：０．００５％以下
Ｂは焼入れ性を高め強度上昇に寄与するため、必要に応じて添加する。しかし、その含有量が０．００５％を超えると溶接性を害する。したがって添加する場合は、Ｂ含有量の上限を０．００５％とすることが好ましく、さらに０．００３％とすることがより好ましい。
【００３９】
次に製造条件についての限定理由を述べる。
【００４０】
本発明の製造方法は上記組成を有する鋼を（ａ）１０００℃以上１３００℃以下の温度範囲まで加熱する工程と、（ｂ）Ａｒ3点以上の温度域で累積圧下率５０％以上の圧延を行う工程と、（ｃ）直ちにＡｒ3点以上の温度域から冷却速度３℃／秒以上で３００℃以上６００℃以下の温度範囲まで加速冷却を行う工程と、（ｄ）その後直ちに昇温速度０．５℃／秒以上で５００℃以上Ａｃ1点未満の温度範囲に再加熱する工程とを具備する。
【００４１】
なお、上記温度、冷却速度および昇温速度は鋼材表面から中央部にかけての平均温度とする。
【００４２】
（ａ）加熱温度：１０００℃以上１３００℃以下の温度範囲
加熱温度が１０００℃未満であるとＮｂおよびＶの固溶が不十分となる。一方、加熱温度が１３００℃を超えると鋼の結晶粒が粗大化するので靭性の確保が困難となる。したがって、加熱温度は１０００℃以上１３００℃以下に限定する。
【００４３】
（ｂ）圧延：Ａｒ3点以上の温度域で累積圧下率５０％以上
圧延によりオーステナイト粒を微細化させて靭性向上を図るとともに、下記の加速冷却におけるベイナイト変態の促進を図る。このために、Ａｒ3点以上の累積圧下率が５０％以上の圧延を行う。Ａｒ3点以上の温度であればオーステナイト再結晶域あるいはオーステナイト未再結晶域のいずれで圧延を行っても構わない。但し、オーステナイト未再結晶域での過度の圧下は機械的特性に対して異方性が生じることから、オーステナイト未再結晶域での累積圧下率は５０％以下とすることが望ましい。
【００４４】
なお、Ａｒ3点は例えば、Ａｒ3（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ（但し、元素記号は鋼材中の各元素の含有量（質量％）を表す）で定義される関係式を用いて鋼材の各成分の含有値を代入して導くことが出来る。
【００４５】
（ｃ）加速冷却：Ａｒ3点以上の温度域から冷却速度３℃／秒以上で３００℃以上６００℃以下の温度範囲
加速冷却により鋼組織を未変態オーステナイトとベイナイトの混合組織とする。したがって、フェライトの生成しない条件として、冷却開始温度：Ａｒ3点以上、冷却速度：３℃／秒以上、冷却停止温度：６００℃以下に規定する。さらに、冷却停止温度を３００℃未満とした場合、ベイナイト変態がほぼ完了してしまうため、また靭性に有害な島状マルテンサイトが生成するために、冷却停止温度の下限を３００℃とする。
【００４６】
（ｄ）再加熱：直ちに昇温速度０．５℃／秒以上で５００℃以上Ａｃ1点未満の温度範囲
加速冷却後直ちに再加熱を行い、未変態オーステナイトからフェライト変態させ、変態と同時にフェライト中にＮｂ，Ｖの炭窒化物を微細析出させる。これにより析出強化およびこれに伴う高降伏強度化（高降伏比化）を達成する。さらに、この工程によりベイナイトの焼戻しがなされ、靭性の向上を図る。昇温速度が０．５℃／秒未満では、再加熱に時間がかかり製造効率の悪化を招くとともに、ベイナイトの過度の軟化や析出物の過剰な成長が生じ、強度低下や靭性劣化が生じる。再加熱温度が５００℃未満ではフェライト変態およびＮｂ，Ｖ炭窒化物の析出が十分でない。また、再加熱温度がＡｃ1点以上であるとオーステナイト変態が生じ、組織が不均一となり強度低下や靭性劣化が生じる。したがって、昇温速度は０．５℃／秒以上とし、再加熱温度範囲は５００℃以上Ａｃ1点未満とする。
【００４７】
Ａｃ1点は例えば、Ａｃ1（℃）＝７２３−１４Ｍｎ＋２２Ｓｉ−１４．４Ｎｉ＋２３．３Ｃｒ（但し、元素記号は鋼材中の各元素の含有量（質量％）を表す）で定義される関係式を用いて鋼材の各成分の含有値を代入して導くことが出来る。
【００４８】
なお、所望の強度・靭性が得られる範囲内であれば、再加熱において目標温度範囲で等温保持を行っても良いし、行わなくても良い。さらに、再加熱後の冷却には、炉冷／放冷／急冷のいずれを選択しても構わない。
【００４９】
本発明の根幹は加速冷却後に直ちに再加熱を行うことである。したがって、加速冷却装置と加熱装置は同一ライン上にレイアウトされていること、すなわちオンラインであることが好ましい。加熱方式は所定の昇温速度が達成されるものであればいかなるものを用いても良いが、例えば誘導加熱、雰囲気加熱等を用いることができる。
【００５０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を実施例により詳細に説明するが、本発明はこれらに限られるものではない。
【００５１】
供試鋼として表１に示す組成を有する鋼を用意した。これらの供試鋼を溶製し、得られた鋼片に所定の圧延、冷却、熱処理を施し、板厚１２〜１００ｍｍの鋼板とした。このときの鋼板の製造条件として、加熱温度、Ａｒ3点以上の累積圧下率、冷却開始温度、冷却速度、冷却停止温度、昇温速度、再加熱温度を表２、表３に示す。
【００５２】
これらの鋼板について以下のように強度、靭性、溶接性、耐候性についての評価を行った。
【００５３】
強度は、ＪＩＳＺ２２４１に規定されている引張強度試験方法に準拠して、板厚の１／４の位置（板厚２５ｍｍ未満は板厚の１／２の位置）で圧延方向に対して直角方向に採取した丸棒試験片（１４ｍｍφ×ＧＬ５０ｍｍおよび１０ｍｍφ×ＧＬ３５ｍｍ）を用いて評価した。ここでは、上降伏点（ＹＳ）もしくは０．２％耐力が５２１ＭＰａ以上となるものを合格とした。また、得られた降伏比（ＹＲ）が８５％以上となるものを合格とした。
【００５４】
靭性は、ＪＩＳＺ２２０２に規定されているＶノッチ試験片を板厚の１／４の位置（板厚２５ｍｍ未満は板厚の１／２の位置）で圧延方向と平行方向に採取して、シャルピー衝撃試験により評価した。ここでは、延性／脆性破面遷移温度（ｖＴｓ）がマイナス３０℃以下となるものを合格とした。
【００５５】
溶接性は、ＪＩＳＺ３１５８の規定に準拠して、温度２０℃、湿度６０％の雰囲気下で予熱温度２５℃としたｙ形溶接割れ試験を行い評価した。ここでは、割れの生じなかったものを合格とした。
【００５６】
耐候性は、表１に示すＤ，Ｆ，Ｊの鋼種を用いて製造した鋼板に関して、板厚の１／４の位置より採取した幅１００ｍｍ、長さ１５０ｍｍ、厚さ５ｍｍの板状試験片を用い、国内臨界工業地域にて３年間の大気暴露試験を行い評価した。ここでは、片面腐食減量が０．３ｍｍ以下となるものを合格とした。
【００５７】
以上の評価結果を表２、表３に併記する。
【００５８】
【表１】

【００５９】
【表２】

【００６０】
【表３】

【００６１】
本発明に規定した範囲内の成分を有する鋼種を用い、本発明に従う熱処理を施した実施例１〜７および実施例２０〜２２の鋼板は、いずれも降伏点または０．２％耐力が５２１ＭＰａ以上、降伏比が８５％以上、延性／脆性破面遷移温度がマイナス３０℃以下であり、ｙ形溶接割れ試験においても割れが認められなかった。加えて、実施例２０〜２２の鋼板は優れた耐候性も兼ね備えていた。なお、これらの実施例鋼板の組織は、いずれもフェライトとベイナイトとの混合組織であり、応力−歪曲線は降伏点型であった。
【００６２】
このように本発明の製造方法に従えば、高降伏強度化（高降伏比）が達成され、かつ靭性および溶接性に優れた鋼材を製造することが可能である。また、必要に応じて耐候性も兼ね備えた鋼材を製造することも可能となる。
【００６３】
これに対し、ＶとＮｂの添加を行わなかった鋼種Ｋを用いた比較例８の鋼板、Ｖのみを添加してＮｂを添加しなかった鋼種Ｌを用いた比較例９の鋼板は、いずれも本発明に従う熱処理を施しても析出強化が発揮されず、高降伏強度化および高降伏比化が達成されていなかった。
【００６４】
Ｃ，Ｓｉ含有量およびＰ_CM値が本発明の上限を超える鋼種Ｍを用いた比較例１０の鋼板は、適正な製造条件としても焼入れ性が高くベイナイト主体の組織となったため、降伏比が低く、応力−歪曲線がラウンドハウス型となり、靭性と溶接性がともに低かった。
【００６５】
Ｐ，Ｓ含有量が本発明の上限を超える鋼種Ｎを用いた比較例１１の鋼板は靭性が低かった。
【００６６】
加熱温度が１３００℃を超える比較例１２の鋼板、Ａｒ3点以上の累積圧下率が５０％に満たない比較例２３の鋼板は高降伏強度化が達成されているものの、靭性が低かった。
【００６７】
冷却開始温度がＡｒ3点未満の比較例１３の鋼板、冷却速度が３℃／秒未満の比較例１４の鋼板、冷却停止温度が６００℃を超える比較例２４の鋼板はフェライト主体の組織となり、降伏強度が低かった。
【００６８】
冷却停止温度が３００℃を下回る比較例１５の鋼板、再加熱温度が０．５℃／秒を下回る比較例１６の鋼板、冷却停止後に再加熱を行わなかった比較例１７の鋼板、再加熱温度が５００℃下回る比較例１８の鋼板はいずれもベイナイト主体の組織であり、このため応力−歪曲線がラウンドハウス型となり、降伏強度および降伏比が低かった。また、比較例１７、比較例１８の鋼板に関してはベイナイトの焼戻しが不十分であったため靭性も低かった。
【００６９】
再加熱温度がＡｃ1点以上である比較例１９の鋼板は一部オーステナイト化するため組織が不均一となり、降伏強度および降伏比が低く、靭性も劣化していた。
【００７０】
【発明の効果】
以上示したように本発明の製造方法に従えば、特殊な工程や多量の合金元素の添加を必要とせずに、５２１ＭＰａ以上の上降伏点もしくは０．２％耐力を有する高張力鋼材を製造することが可能である。また、本発明により得られる鋼材は優れた靭性と溶接性をも兼ね備え得る。
【００７１】
さらに、本発明の製造方法はオンラインでの加速冷却−再加熱プロセスであるため、効率的に上記鋼材を生産することが可能である。したがって、橋梁に代表されるような溶接構造物の主要部材に適用するために十分な機械的特性を有する鋼材を短納期で、安価に提供することが出来る。
【００７２】
以上詳述したように本発明によれば、５２１ＭＰａ以上の上降伏点もしくは０．２％耐力を有し、かつ靭性および溶接性に優れた鋼材を高効率かつ低コストで製造する方法を提供することができる。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a method for producing a high toughness and high strength steel material having a high yield point for a main member of a welded structure. More particularly, to an efficient method of producing a high toughness steel material yield point or 0.2% proof stress has excellent weldability be more than 521MPa on that target welded structure represented by bridges.
[0002]
[Prior art]
In recent years, there are an increasing number of cases where high-tensile steel is applied to the main steel materials of welded structures represented by bridges. The aim is to rationalize the design by using high-tensile steel, for example, to reduce the weight of the steel, to reduce the thickness, and to save labor in welding. Such high-tensile steel materials include, for example, SM570 steel (8 mm ≦ plate thickness ≦ 100 mm) described in JIS G 3106 and road bridge specifications, and yield strength of 450 MPa or more (steel with a constant yield point), tensile strength 570～720MPa, minus 5 ° C. Charpy absorbed energy of not less than 47J, P _CM (weld crack sensitivity index) ≦ 0.28% (thickness _{≦ 50mm), P CM ≦ 0.30} % (50mm < thickness ≦ 100 mm). In addition to this, there is also SMA570W steel having weather resistance, which also has the same regulations as SM570 steel in terms of strength and toughness.
[0003]
On the other hand, in the United States, a high performance steel (HPS) having performance superior to conventional steel materials for bridges has been developed in recent years, and results of application of HPS to actual bridges are being reported. HPS is a steel having higher strength, higher toughness, higher weldability and weather resistance than conventional steel, and it is possible to omit preheating during welding or reduce preheating. For example, HPS has ASTM A709 Gr. At 70 W (plate thickness ≦ 100 mm), the yield strength is defined as 485 MPa or more and the tensile strength is defined as 620 to 760 MPa. With respect to low temperature toughness, the absorbed energy at minus 23 ° C. is defined as 48 J or more in ASTM A709 Zone3. It has been reported that the use of such HPS has made it possible to significantly reduce the weight of steel materials and the construction cost.
[0004]
Thus, a steel material that is manufactured at a lower cost than conventional SM570 steel or SMA570W steel and has improved yield strength, toughness, and weldability is being sought and researched.
[0005]
So far, SM570 steel or SMA570W steel has been produced by quenching / tempering. Such a technique is disclosed in, for example, Patent Document 1, Patent Document 2, and Patent Document 3.
[0006]
Tempering in the above heat treatment has been performed off-line, but it is desirable to use on-line heat treatment from the viewpoint of reducing manufacturing cost and delivery time. As such a technique, for example, in Patent Document 4, after rolling, a leveler application or a light reduction treatment is performed in a temperature range of [Ar 3 point −30 ° C.] to [Ar 3 point −150 ° C.]. A technique for obtaining a high yield point steel by accelerating and cooling thereafter while promoting precipitation is disclosed. Further, in Patent Document 5, after rolling, the temperature is maintained for 2 minutes or longer in the temperature range of [Ar3 point -70 ° C] to [Ar3 point -150 ° C], during which Nb and V are precipitated, and then accelerated cooling is performed. Discloses a process for obtaining a high yield point steel sheet. Patent Document 6 discloses a technique for obtaining a steel material having a yield strength of 46 kgf / mm ² or more by rolling and subsequently cooling steel containing Cu, Ni, Ti, and REM to a temperature range of 350 to 500 ° C. It is disclosed.
[0007]
Patent Document 7 discloses a method in which rolling, cooling, and tempering are continuously performed using a heating device installed on the same production line as the accelerated cooling device. According to this technique, after the steel structure is changed to a bainite or martensite structure by cooling, carbon dissolved in supersaturation can be precipitated as fine cementite by rapid heating and tempering. For this reason, it is possible to produce a steel material more efficiently than the conventional quenching / tempering process, and it is possible to make the obtained steel material excellent in strength and toughness.
[0008]
[Patent Document 1]
Japanese Patent Laid-Open No. 61-139627
[Patent Document 2]
Japanese Patent Laid-Open No. 2000-45044
[Patent Document 3]
Japanese Patent Laid-Open No. 2002-47532
[Patent Document 4]
JP-A-62-89814 [0012]
[Patent Document 5]
JP-A-4-221015
[Patent Document 6]
JP-A-63-161119 [0014]
[Patent Document 7]
Japanese Patent No. 3015923 [0015]
[Problems to be solved by the invention]
However, the above technique has the following problems.
[0016]
For example, regarding the on-line manufacturing method, all of the techniques disclosed in Patent Documents 4 to 6 are methods for obtaining steel having high yield strength while being accelerated and cooled. Yield strength is low compared to steel produced using a quench / temper process. This is because high yield strength by precipitation strengthening during tempering cannot be utilized. For example, the yield ratio of steel shown in the example of Patent Document 6 is about 81% on average. In addition, the techniques disclosed in Patent Documents 4 and 5 aim at increasing the yield strength by utilizing the precipitation strengthening of Nb and V, and leveling / holding under light pressure and holding in a temperature range below the Ar3 point. However, the yield ratios of the steels shown in the examples of these publications are about 83% and 84% on average, respectively.
[0017]
Based on the technique disclosed in Patent Document 7, there is a possibility that steel with high yield strength (yield ratio ≧ about 85%) can be produced with high efficiency as in the conventional quenching / tempering process. However, the basic structure of steel obtained by this technique is a tempered bainite or martensite structure. Therefore, as shown in the examples, most steels have a low cooling stop temperature of room temperature and a large temperature difference during tempering (tempering end temperature-tempering start temperature), which leads to an increase in costs such as power consumption.
[0018]
The present invention has been made to solve the above problems, it has a yield point or 0.2% proof stress above the above 521MPa, and to produce a steel material superior in toughness and weldability with high efficiency and low cost It aims to provide a method.
[0019]
[Means for Solving the Problems]
As a result of repeated experiments and studies to solve the above problems, the present inventors have found that the optimum structure for increasing the yield strength (higher yield ratio) is a bainite structure containing ferrite. By creating such a structure in a series of processes using accelerated cooling and heating equipment arranged on the line, it becomes possible to disperse fine precipitates in the ferrite, resulting in high yield strength. Therefore, it is possible to obtain a steel material having high toughness and excellent weldability. The present invention has been made based on the above findings.
[0020]
The manufacturing method of the high toughness high yield point steel material which has the outstanding weldability of this invention is the mass%, C: 0.02-0.15%, Si: 0.01-0.50%, Mn: 0.00. 5 to 2.0%, P: 0.05% or less, S: 0.02% or less, Nb: 0.005 to 0.10%, V: 0.005 to 0.10%, and PCM = A steel having a weld cracking sensitivity index defined by C + Si / 30 + (Mn + Cu + Cr) / 20 + Mo / 15 + Ni / 60 + V / 10 + 5B of 0.25% or less and the balance of Fe and inevitable impurities is 1000 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower. Heat to the temperature range, perform rolling with a cumulative rolling reduction of 50% or more in the temperature range of Ar3 point or higher, and immediately from the temperature range of Ar3 point or higher to the temperature range of 300 ° C or higher and 600 ° C or lower at a cooling rate of 3 ° C / second or higher. Accelerated cooling until Characterized in that reheated to a temperature range of less than Ac1 point 500 ° C. or higher at a heating rate of 0.5 ° C. / sec or more, and bainite structure containing ferrite, upper yield point or 0. 2% proof stress and least 521MPa to And
[0021]
The steel is in mass%, Cu: 1.0% or less, Ni: 2.0% or less, Cr: 1.0% or less, Mo: 1.0% or less, Ti: 0.1% or less, B: It is preferable to further contain one or more of 0.005% or less.
[0022]
First, the reasons for limiting the chemical components of the steel material used in the present invention will be described. In the following description, all units represented by “%” are mass%.
[0023]
(1) C: 0.02 to 0.15%
C needs to be added in an amount of 0.02% or more to ensure strength. On the other hand, if added over 0.15%, weldability is impaired. Therefore, the C content is limited to 0.02% or more and 0.15% or less.
[0024]
(2) Si: 0.01 to 0.50%
Si is effective as a deoxidizer and contributes to high strength. In order to obtain such an effect, addition of 0.01% or more is necessary. On the other hand, if added over 0.50%, weldability and toughness are deteriorated. Therefore, the Si content is limited to 0.01% or more and 0.50% or less.
[0025]
(3) Mn: 0.5 to 2.0%
Mn not only increases strength through an increase in hardenability at low cost, but also contributes to improved toughness. From such a viewpoint, Mn needs to be 0.5% or more. On the other hand, if Mn exceeds 2.0%, it leads to deterioration of weldability. Therefore, the Mn content is limited to 0.5% or more and 2.0% or less.
[0026]
(4) P: 0.05% or less Since P deteriorates the toughness of steel, its content is preferably as low as possible. Therefore, the upper limit of the P content is 0.05%, preferably 0.03%.
[0027]
(5) S: not more than 0.02% It is desirable to reduce S as much as possible because, if S is added in a large amount, the toughness of the steel is lowered. For this reason, the upper limit of the S content is 0.02%, preferably 0.01%.
[0028]
(6) Nb: 0.005 to 0.10%
Nb is an element that plays a very important role in the present invention, and provides high yield strength through precipitation strengthening during reheating. In order to exhibit this effect, it is necessary to add 0.005% or more of Nb. On the other hand, if added over 0.10%, the toughness deteriorates. Therefore, the Nb content is limited to 0.005% or more and 0.10% or less.
[0029]
(7) V: 0.005 to 0.10%
V, like Nb, is an element that plays an important role in the present invention, and brings about high yield strength through precipitation strengthening during reheating. In order to exert this effect, it is necessary to add 0.005% or more of V. On the other hand, if it exceeds 0.10%, weldability and toughness are reduced. Therefore, the V content is limited to 0.005% or more and 0.10% or less.
[0030]
(8) P _CM : 0.25% or less The weld cracking susceptibility index is P _CM = C + Si / 30 + (Mn + Cu + Cr) / 20 + Mo / 15 + Ni / 60 + V / 10 + 5B (where the element symbol indicates the content (mass of each element in the steel) %) Can be derived by substituting the content value of each component of the steel material.
[0031]
The weld cracking sensitivity index P _CM as 0.25% or less, to improve the weldability by low alloyed achieve suppression of cold cracking. It is preferable that P _CM ≦ 0.22% for a thick product.
[0032]
Although the above is a basic component of the present invention, one of the following elements of Cu, Ni, Cr, Mo, Ti, and B is provided for the purpose of adjusting strength, toughness, weldability, etc., and imparting weather resistance. Or you may add 2 or more types.
[0033]
(9) Cu: 1.0% or less Cu is added as necessary to increase the strength due to solid solution and ensure weather resistance. However, if its content exceeds 1.0%, the weldability of the steel material is impaired and flaws are likely to occur during the manufacture of the steel material. Therefore, when adding, the upper limit of Cu content shall be 1.0%.
[0034]
(10) Ni: 2.0% or less Ni is added as necessary because it is effective for improving low temperature toughness and improving weather resistance and hot brittleness that occurs when Cu is added. However, if the added amount exceeds 2.0%, weldability is hindered and cost is increased. Therefore, when adding, it is preferable to make the upper limit of Ni content into 2.0%, and it is more preferable to set it as 1.0% further.
[0035]
(11) Cr: 1.0% or less Cr is added as necessary from the viewpoint of weather resistance and strength, but if its content exceeds 1.0%, weldability and toughness are impaired. Therefore, when adding, the upper limit of Cr content shall be 1.0%.
[0036]
(12) Mo: 1.0% or less Mo is added as necessary to increase the strength. However, if its content exceeds 1.0%, weldability and toughness deteriorate. Therefore, when adding, it is preferable to make the upper limit of Mo content into 1.0%, and it is more preferable to set it as 0.5% further.
[0037]
(13) Ti: 0.1% or less Ti is added as necessary to increase strength and improve weld toughness. However, when the content exceeds 0.1%, the cost tends to increase. Therefore, when adding, it is preferable to make the upper limit of Ti content into 0.1%, and it is more preferable to set it as 0.05% further.
[0038]
(14) B: 0.005% or less B is added as necessary because it enhances hardenability and contributes to an increase in strength. However, if its content exceeds 0.005%, weldability is impaired. Therefore, when adding, it is preferable to make the upper limit of B content 0.005%, and it is more preferable to set it as 0.003%.
[0039]
Next, the reasons for limiting the manufacturing conditions will be described.
[0040]
In the production method of the present invention, (a) a step of heating a steel having the above composition to a temperature range of 1000 ° C. to 1300 ° C., and (b) rolling at a cumulative reduction ratio of 50% or more in a temperature range of Ar 3 point or higher. (C) Immediate cooling from a temperature range of Ar 3 point or higher to a temperature range of 300 ° C. to 600 ° C. at a cooling rate of 3 ° C./second, and (d) Immediately thereafter, a heating rate of 0.5 And a step of reheating to a temperature range of 500 ° C. or more and less than Ac 1 point at a temperature of ° C./second or more.
[0041]
In addition, let the said temperature, a cooling rate, and a temperature increase rate be the average temperature from the steel material surface to a center part.
[0042]
(A) Heating temperature: Temperature range of 1000 ° C. or more and 1300 ° C. or less When the heating temperature is less than 1000 ° C., the solid solution of Nb and V becomes insufficient. On the other hand, when the heating temperature exceeds 1300 ° C., the crystal grains of the steel become coarse, and it becomes difficult to ensure toughness. Therefore, the heating temperature is limited to 1000 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower.
[0043]
(B) Rolling: Austenite grains are refined by rolling at a cumulative reduction ratio of 50% or more in a temperature range of the Ar3 point or higher to improve toughness and promote bainite transformation in the following accelerated cooling. For this purpose, rolling is performed such that the cumulative reduction ratio at the Ar3 point or higher is 50% or higher. Rolling may be performed in either the austenite recrystallization region or the austenite non-recrystallization region as long as the temperature is at or above the Ar3 point. However, since excessive reduction in the austenite non-recrystallized region causes anisotropy with respect to mechanical properties, the cumulative reduction in the austenite non-recrystallized region is preferably 50% or less.
[0044]
The Ar3 point is defined by, for example, Ar3 (° C.) = 910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo (where the element symbol represents the content (% by mass) of each element in the steel material). Using the relational expression, the content value of each component of the steel material can be substituted and derived.
[0045]
(C) Accelerated cooling: The steel structure is made into a mixed structure of untransformed austenite and bainite by accelerated cooling in a temperature range of 300 ° C. or higher and 600 ° C. or lower at a cooling rate of 3 ° C./second or higher from a temperature range of Ar 3 or higher. Accordingly, the conditions under which ferrite is not generated are defined as the cooling start temperature: Ar 3 point or higher, the cooling rate: 3 ° C./second or higher, and the cooling stop temperature: 600 ° C. or lower. Furthermore, when the cooling stop temperature is less than 300 ° C., the bainite transformation is almost completed, and island martensite harmful to toughness is generated. Therefore, the lower limit of the cooling stop temperature is set to 300 ° C.
[0046]
(D) Reheating: Immediately after accelerated cooling at a temperature increase rate of 0.5 ° C / second or more at a temperature range of 500 ° C or more and less than the Ac1 point, reheating is performed immediately to transform the ferrite from untransformed austenite and into the ferrite simultaneously with the transformation. Nb and V carbonitrides are finely precipitated. This achieves precipitation strengthening and high yield strength (high yield ratio) associated therewith. Furthermore, the bainite is tempered by this process, and the toughness is improved. When the rate of temperature increase is less than 0.5 ° C./second, reheating takes time and production efficiency is deteriorated, and excessive softening of bainite and excessive growth of precipitates occur, resulting in strength reduction and toughness deterioration. When the reheating temperature is less than 500 ° C., ferrite transformation and precipitation of Nb and V carbonitrides are not sufficient. On the other hand, if the reheating temperature is equal to or higher than the Ac1 point, austenite transformation occurs, the structure becomes non-uniform, and the strength decreases and the toughness deteriorates. Therefore, the temperature increase rate is 0.5 ° C./second or more, and the reheating temperature range is 500 ° C. or more and less than the Ac 1 point.
[0047]
The Ac1 point is a steel material using a relational expression defined by, for example, Ac1 (° C.) = 723-14Mn + 22Si-14.4Ni + 13.3Cr (where the element symbol represents the content (mass%) of each element in the steel material). It can be derived by substituting the content value of each component.
[0048]
In addition, as long as it exists in the range in which desired intensity | strength and toughness are acquired, it may hold | maintain isothermal holding | maintenance in the target temperature range in reheating, and it is not necessary to carry out. Furthermore, any of furnace cooling / cooling / rapid cooling may be selected for cooling after reheating.
[0049]
The basis of the present invention is to perform reheating immediately after accelerated cooling. Therefore, the accelerated cooling device and the heating device are preferably laid out on the same line, that is, online. Any heating method may be used as long as a predetermined rate of temperature increase can be achieved. For example, induction heating, atmosphere heating, or the like can be used.
[0050]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
EXAMPLES Hereinafter, although an Example demonstrates this invention in detail, this invention is not limited to these.
[0051]
Steel having the composition shown in Table 1 was prepared as the test steel. These test steels were melted, and the obtained steel pieces were subjected to predetermined rolling, cooling, and heat treatment to obtain steel plates having a thickness of 12 to 100 mm. Tables 2 and 3 show the heating temperature, the cumulative rolling reduction at the Ar3 point or higher, the cooling start temperature, the cooling rate, the cooling stop temperature, the heating rate, and the reheating temperature as the manufacturing conditions of the steel plate at this time.
[0052]
These steel plates were evaluated for strength, toughness, weldability, and weather resistance as follows.
[0053]
In accordance with the tensile strength test method specified in JIS Z 2241, the strength is perpendicular to the rolling direction at a position 1/4 of the sheet thickness (less than 25 mm is a position 1/2 of the sheet thickness). It evaluated using the round bar test piece (14 mmphi * GL50mm and 10mmphi * GL35mm) extract | collected to the direction. Here, the one having an upper yield point (YS) or 0.2% proof stress of 521 MPa or more was regarded as acceptable. Moreover, the thing whose yield ratio (YR) obtained was 85% or more was set as the pass.
[0054]
Toughness is obtained by taking a V-notch test piece defined in JIS Z 2202 at a position 1/4 of the sheet thickness (less than 25 mm is a position 1/2 of the sheet thickness) in a direction parallel to the rolling direction, Evaluation was made by Charpy impact test. Here, a ductile / brittle fracture surface transition temperature (vTs) of −30 ° C. or lower was regarded as acceptable.
[0055]
Weldability was evaluated by performing a y-type weld cracking test at a preheating temperature of 25 ° C. in an atmosphere of a temperature of 20 ° C. and a humidity of 60% in accordance with the provisions of JIS Z 3158. Here, the thing which did not produce a crack was set as the pass.
[0056]
For the weather resistance, a plate-shaped test piece having a width of 100 mm, a length of 150 mm, and a thickness of 5 mm collected from a position of ¼ of the plate thickness with respect to a steel plate manufactured using the steel types D, F, and J shown in Table 1. It was used and evaluated in a domestic critical industry area for 3 years. Here, the one with a one-side corrosion weight loss of 0.3 mm or less was accepted.
[0057]
The above evaluation results are shown in Tables 2 and 3.
[0058]
[Table 1]

[0059]
[Table 2]

[0060]
[Table 3]

[0061]
Each of the steel plates of Examples 1 to 7 and Examples 20 to 22 subjected to the heat treatment according to the present invention using a steel type having a component within the range defined in the present invention has a yield point or 0.2% proof stress of 521 MPa or more. The yield ratio was 85% or more, the ductile / brittle fracture surface transition temperature was −30 ° C. or less, and no crack was observed in the y-type weld cracking test. In addition, the steel plates of Examples 20 to 22 also had excellent weather resistance. In addition, all of the structures of these Example steel sheets were a mixed structure of ferrite and bainite, and the stress-strain curve was a yield point type.
[0062]
Thus, according to the production method of the present invention, it is possible to produce a steel material that achieves high yield strength (high yield ratio) and is excellent in toughness and weldability. Moreover, it is also possible to manufacture a steel material having weather resistance as required.
[0063]
On the other hand, the steel plate of Comparative Example 8 using the steel type K to which V and Nb were not added, and the steel plate of Comparative Example 9 using the steel type L to which only V was added and Nb was not added were both. Even when the heat treatment according to the present invention was performed, precipitation strengthening was not exhibited, and high yield strength and high yield ratio were not achieved.
[0064]
C, the steel sheet of comparative example 10 in which Si content and P _CM value using steel type M exceeds the upper limit of the present invention, since became even hardenability high bainite main tissue as an appropriate manufacturing conditions, low yield ratio The stress-strain curve became a round house type, and both toughness and weldability were low.
[0065]
The steel plate of Comparative Example 11 using steel type N having P and S contents exceeding the upper limit of the present invention had low toughness.
[0066]
The steel plate of Comparative Example 12 having a heating temperature exceeding 1300 ° C. and the steel plate of Comparative Example 23 having a cumulative reduction ratio of Ar3 or higher of less than 50% achieved high yield strength, but had low toughness.
[0067]
The steel plate of Comparative Example 13 having a cooling start temperature of less than Ar 3 point, the steel plate of Comparative Example 14 having a cooling rate of less than 3 ° C./sec, and the steel plate of Comparative Example 24 having a cooling stop temperature of more than 600 ° C. have a microstructure mainly composed of ferrite. The strength was low.
[0068]
Steel plate of Comparative Example 15 having a cooling stop temperature of less than 300 ° C., Steel plate of Comparative Example 16 having a reheating temperature of less than 0.5 ° C./second, Steel plate of Comparative Example 17 having not been reheated after cooling stopped, Reheating temperature All of the steel plates of Comparative Example 18 having a temperature of 500 ° C. lower than that of bainite had a bainite-based structure, and therefore the stress-strain curve was a round house type, and yield strength and yield ratio were low. Moreover, regarding the steel plates of Comparative Examples 17 and 18, the toughness was low because the tempering of bainite was insufficient.
[0069]
The steel sheet of Comparative Example 19 having a reheating temperature of Ac1 or higher was partially austenitic, so that the structure became non-uniform, yield strength and yield ratio were low, and toughness was also deteriorated.
[0070]
【The invention's effect】
As described above, according to the production method of the present invention, a high-strength steel material having an upper yield point of 521 MPa or more or 0.2% proof stress is produced without the need for a special process or the addition of a large amount of alloy elements. It is possible. Moreover, the steel material obtained by this invention can have the outstanding toughness and weldability.
[0071]
Furthermore, since the manufacturing method of the present invention is an online accelerated cooling-reheating process, it is possible to efficiently produce the steel material. Therefore, it is possible to provide a steel material having sufficient mechanical characteristics to be applied to a main member of a welded structure represented by a bridge with a short delivery time and at a low cost.
[0072]
As described above in detail, according to the present invention, there is provided a method for producing a steel material having an upper yield point or 0.2% proof stress of 521 MPa or more and excellent in toughness and weldability at high efficiency and at low cost. be able to.

Claims

In mass%, C: 0.02 to 0.15%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 0.5 to 2.0%, P: 0.05% or less, S: 0.02 %, Nb: 0.005 to 0.10%, V: 0.005 to 0.10%, and welding defined by PCM = C + Si / 30 + (Mn + Cu + Cr) / 20 + Mo / 15 + Ni / 60 + V / 10 + 5B A steel having a cracking sensitivity index of 0.25% or less and the balance of Fe and inevitable impurities is heated to a temperature range of 1000 ° C. to 1300 ° C., and the cumulative rolling reduction is 50% or more in a temperature range of Ar 3 or higher. Immediately, accelerated cooling from a temperature range of Ar 3 point or higher to a temperature range of 300 ° C. to 600 ° C. at a cooling rate of 3 ° C./second or more, and immediately followed by 500 ° C. at a temperature increase rate of 0.5 ° C./second or more. ℃ or more and less than Ac1 point Reheated to enclose, and bainite structure containing ferrite, upper yield point or 0. The method of producing a high toughness high yield point steel with excellent weldability, wherein a 2% yield strength and higher 521MPa.

The steel is in mass%, Cu: 1.0% or less, Ni: 2.0% or less, Cr: 1.0% or less, Mo: 1.0% or less, Ti: 0.1% or less, B: The method according to claim 1, further comprising any one or more of 0.005% or less.