JP4048985B2

JP4048985B2 - Manufacturing method of high-strength steel sheet

Info

Publication number: JP4048985B2
Application number: JP2003070512A
Authority: JP
Inventors: 信行石川; 茂遠藤; 豊久新宮
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2003-03-14
Filing date: 2003-03-14
Publication date: 2008-02-20
Anticipated expiration: 2023-03-14
Also published as: JP2004277809A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、鋼管や圧力容器等の製造に用いるAPI X80グレード以上の強度を有する高強度鋼板に関し、特に、溶接後に行う応力除去焼鈍（ＳＲ）後においても優れた強度と靱性を有する耐ＳＲ特性に優れた高強度鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
石油またはガスの掘削用等に用いられるライザー鋼管は円周溶接によって合金元素量が非常に多い鍛造品（例えばコネクタ等）を溶接する場合が多い。また、発電プラント等の配管用鋼管やその他強度部材として用いられる鋼材または鋼板はＣｒ―Ｍｏ鋼等と溶接接合される場合が多い。このような場合には、通常、溶接による残留応力除去を目的としてＳＲ処理（応力除去焼鈍）が施されるが、熱処理によって強度低下や靱性低下を招くことが懸念されるため、ＳＲ処理が施される鋼管や鋼材に対してはＳＲ処理後も強度、靱性が確保されることが要求されている。また近年、圧力上昇による操業効率向上や素材コストの削減から、API X80グレード以上の高強度鋼管または鋼材に対する要求も高まっている。
このような要求に対して、API X80グレード以上の耐ＳＲ特性に優れた鋼板または鋼管が知られている（例えば、特許文献１、特許文献２参照。）。
【０００３】
【特許文献１】
特開平１１−５０１８８号公報
【０００４】
【特許文献２】
特開２００１−１５８９３９号公報
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、特許文献１に記載の鋼板はＳＲ処理による強度低下をＳＲ時のＣｒ炭化物の析出によって補っているため、多量のＣｒの添加が必要となっており、素材コストが高いだけでなく、溶接性や靱性の低下が問題となっていた。一方、特許文献２に記載の鋼管はシーム溶接金属の特性改善を主眼においており、母材に対しては特段の配慮がなされておらず、ＳＲ処理による母材強度の低下がさけられないため、制御圧延や加速冷却によってＳＲ前の強度を高めておく必要があった。
【０００６】
したがって本発明の目的は、このような従来技術の課題を解決し、API X80グレード以上の高強度鋼板であって、多量の合金元素の添加なしに、優れた耐ＳＲ特性を示す高強度鋼板を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
このような課題を解決するための本発明の特徴は以下の通りである。
（Ａ）質量％で、Ｃ：０．０３％以上、０．０７％未満、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｍｏ：０．１〜０．５％、Ａｌ：０．０８％以下を含有し、さらにＴｉ：０．００５〜０．０４％、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、Ｖ：０．００５〜０．１％の１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、下記（１）式で示されるＣｅｑ値が０．３２以上であり、さらに、原子％でのＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量が０．１４％以上で、かつ原子％でのＣ量との比である[Ｃ]／（[Ｍｏ]＋[Ｔｉ]＋[Ｎｂ]＋[Ｖ]）が０．６〜１．４３である鋼を、１１００〜１３００℃の温度に加熱し、７５０℃以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、２６℃／ｓ以上の冷却速度で４００℃未満の温度まで加速冷却を行うことを特徴とする、高強度鋼板の製造方法。
Ｃｅｑ値＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１２＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・・（１）
但し、（１）式の元素記号は各含有元素の質量％を示す。
（Ｂ）さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％の中から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする（Ａ）に記載の高強度鋼板の製造方法。
【０００８】
【発明の実施の形態】
本発明者らは耐ＳＲ特性向上と高強度の両立のために、ＳＲ処理による鋼材のミクロ組織変化について詳細な検討を行った。一般に溶接鋼管用の鋼板や溶接構造用の鋼板は溶接性の観点から化学成分が厳しく制限されるため、X65グレード以上の高強度鋼板は熱間圧延後に加速冷却されて製造されている。そのため、ミクロ組織はベイナイト主体か、またはベイナイト中にマルテンサイト（ＭＡ）を含んだ組織となるが、このような組織の鋼にＳＲ処理を施すと、ベイナイト中のセメンタイト組織またはマルテンサイトが焼戻しにより分解するため強度低下はさけられない。また、焼戻しによる強度低下を補うために、ＳＲ時にCr炭化物等を析出させる方法があるが、炭化物が容易に粗大化するために靭性低下を生じてしまう。このように変態強化によって、ＳＲ後でも強度、靭性を確保することには限界があることが明白である。そこで、本発明者らは優れた耐ＳＲ特性が得られるミクロ組織形態に関して鋭意研究を行った結果、以下のａ）〜ｃ）の知見を得るに至った。
【０００９】
ａ）、加速冷却により得られるベイナイト組織がＳＲ処理によって軟化しても、ＳＲ処理によって微細でかつ安定な析出物を析出させれば、大幅な靱性低下を招かずに、ＳＲ後の強度を確保できる。ＳＲ処理によって析出強化を得るためには、高冷速の加速冷却を行いセメンタイトの析出を抑制しＣが過飽和に固溶したベイナイト組織とし、そして、ＳＲ処理時に鋼中の炭素を熱的に安定な微細炭化物として分散析出させることによって強化すればよい。
【００１０】
ｂ）、鋼中で析出する種々の析出物について検討した結果、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのいずれか一種または二種以上と、Ｍｏとからなる複合炭化物は適正な成分バランスの元では、１０nm以下の極めて微細な析出物となり、かつ熱的にも安定である。
【００１１】
ｃ）、上記ｂ）のＴｉ、Ｎｂ、Ｖの一種または二種以上と、Ｍｏとからなる複合炭化物が分散析出した鋼は、析出強化によって高強度が得られるだけでなく、７００℃程度以下の加熱によっても微細炭化物が分解または粗大化することが無いため、ＳＲ処理後もその高い強度・靱性が維持されるものである。
【００１２】
以下、本発明の高強度鋼板の製造方法について詳しく説明する。まず、本発明の高強度鋼板の化学成分について説明する。以下の説明において％で示す単位は全て質量％である。
【００１３】
Ｃ：０.０３％以上、０.０７％未満とする。Ｃは炭化物として析出強化に寄与する元素であるが、０.０３％未満では十分な強度が確保できず、０.０７％以上では靭性を劣化させるため、Ｃ含有量を０.０３％以上、０.０７％未満に規定する。
【００１４】
Ｓｉ：０.０１〜０.５％とする。Ｓｉは脱酸のため添加するが、０.０１％未満では脱酸効果が十分でなく、０.５％を超えると靭性や溶接性を劣化させるため、Ｓｉ含有量を０.０１〜０.５％に規定する。
【００１５】
Ｍｎ：０.５〜２％とする。Ｍｎは強度、靭性のため添加するが、０.５％未満ではその効果が十分でなく、２％を超えると再加熱時にマルテンサイト（ＭＡ）を生じるためＳＲ処理後の強度が劣化するだけでなく、溶接性が劣化するため、Ｍｎ含有量を０.５〜２％に規定する。
【００１６】
Ａｌ：０.０８％以下とする。Ａｌは脱酸剤として添加されるが、０.０８％を超えると鋼の清浄度が低下し、靱性が劣化するため、Ａｌ含有量は０.０８％以下に規定する。望ましくは０.０１％〜０.０８％である。
【００１７】
Ｍｏ：０.１〜０.５％とする。Ｍｏは本発明において重要な元素であり、０.１％以上含有させることで、加速冷却時のベイナイト変態による強度上昇に寄与する。また、ＳＲ時には、ＴｉまたはＮｂ、Ｖとの微細な複合析出物を形成するため、ベイナイトの焼戻しによる強度低下を補うことで、ＳＲ後の強度保持または強度上昇に大きく寄与する。しかし、０.５％を超えると溶接熱影響部靭性の劣化を招くことから、Ｍｏ含有量を０.１〜０.５％に規定する。
【００１８】
Ｔｉ：０.００５〜０.０４％とする。Ｔｉは０.００５％以上添加することで、ＳＲ時にＭｏとの微細な複合析出物を形成するため、ベイナイトの焼戻しによる強度低下を補うことで、ＳＲ後の強度保持または強度上昇に大きく寄与する。しかし、０.０４％を超える添加は溶接熱影響部靭性及び母材靱性の劣化を招くため、Ｔｉ含有量は０.００５〜０.０４％に規定する。
【００１９】
Ｎｂ：０.００５〜０.０７％とする。Ｎｂは組織の微細粒化により靭性を向上させる。また、ＳＲ時には、Ｍｏとの微細な複合析出物を形成するため、ベイナイトの焼戻しによる強度低下を補うことで、ＳＲ後の強度保持または強度上昇に大きく寄与する。しかし、０.００５％未満では効果がなく、０.０７％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｎｂ含有量は０.００５〜０.０７％に規定する。
【００２０】
Ｖ：０.００５〜０.１％とする。ＶもＳＲ時にＭｏとの微細な複合析出物を形成するため、ベイナイトの焼戻しによる強度低下を補うことで、ＳＲ後の強度保持または強度上昇に大きく寄与する。しかし、０.００５％未満では効果がなく、０.１％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｖ含有量は０.００５〜０.１％に規定する。
【００２１】
Ｃｅｑ値：０．３２以上とする。
【００２２】
Ｃｅｑ値は合金元素の質量％を用いて下記（１）式で示されるが、このＣｅｑ値が０．３２未満ではAPI X80グレードの高強度が得られないため、０．３２以上に規定する。溶接性・靭性の観点からは、Ｃｅｑ値の上限を０．５５とすることが好ましい。下記（１）式の元素記号は各含有元素の質量％を示す。
Ｃｅｑ値＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１２＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・・（１）
原子％でのＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量：０．１４％以上とする。Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは微細炭化物として析出強化に寄与し、さらにＳＲ後の強度保持に有効な元素である。析出強化量はこれらの原子％での合計量に従って増加するが、０．１４％未満ではその効果が不足し十分な強度が得られないため、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの原子％での合計量は０．１４％以上とする。なお、上記元素の原子％での合計量は、鋼に含まれるＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの原子数の和と、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖおよび他の合金元素の全原子数との比で求められるが、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの質量％での含有量を用いた下記（２）式により求めることもできる。下記（２）式の元素記号は各含有元素の質量％である。
（Ｍｏ／９５．９＋Ｎｂ／９２．９１＋Ｖ／５０．９４＋Ｔｉ／４７．９）／（１００／５５．８５）×１００・・・・（２）
さらに、Ｃ量と、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖとの合計量の比である、[Ｃ]／（[Ｍｏ]＋[Ｔｉ]＋[Ｎｂ]＋[Ｖ]）：０．６〜１．７とする。ここで、[Ｃ]、[Ｍｏ]、[Ｔｉ]、[Ｎｂ]、[Ｖ]はその成分の原子％の含有量（at%）を示す。本発明鋼板における高強度化はＭｏとＴｉ、Ｎｂ、Ｖを含む複合析出物（炭化物）によるものである。この複合析出物による析出強化を有効に利用するためには、Ｃ量と炭化物形成元素であるＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ量の関係が重要であり、これらの元素を適正なバランスのもとで添加する事によって、熱的に安定でかつ非常に微細な複合析出物を得ることができる。このときＣの原子％での含有量と、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ量の原子％での含有量の合計量の比である[Ｃ]／（[Ｍｏ]+[Ｔｉ]+[Ｎｂ]+[Ｖ]）の値は、０．６〜１．７とする。[Ｃ]／（[Ｍｏ]＋[Ｔｉ]＋[Ｎｂ]＋[Ｖ]）の値が０．６未満または１．７を超える場合はいずれかの元素量が過剰であり、本発明の複合析出物以外の硬化組織が過度に形成されて、耐ＳＲ特性の劣化や、靭性の劣化を招くため、[Ｃ]／（[Ｍｏ]＋[Ｔｉ]＋[Ｎｂ]＋[Ｖ]）の値を０．６〜１．７に規定する。なお、質量％の含有量を用いる場合は、以下の（３）式を用いて計算して、その値を０．６〜１．７とする。
【００２３】
（Ｃ／１２．０１）／（Ｍｏ／９５．９＋Ｎｂ／９２．９１＋Ｖ／５０．９４＋Ｔｉ／４７．９）・・・・（３）
本発明では鋼板の強度をさらに改善する目的で、以下に示すＣｕ，Ｎｉ，Ｃｒ、Ｃａの１種または２種以上を含有してもよい。
【００２４】
Ｃｕ：０．５％以下とする。Ｃｕは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、多く添加すると溶接性が劣化するため、添加する場合は０．５％を上限とする。
【００２５】
Ｎｉ：０．５％以下とする。Ｎｉは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、多く添加すると溶接性が劣化するため、添加する場合は０．５％を上限とする。
【００２６】
Ｃｒ：０．５％以下とする。ＣｒはＭｎと同様に低Ｃでも十分な強度を得るために有効な元素であるが、多く添加すると溶接性を劣化するため、添加する場合は０．５％を上限とする。
【００２７】
Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％とする。Ｃａは硫化物系介在物の形態制御による靭性向上に有効な元素であるが、０．０００５％未満ではその効果が十分でなく、０．００３５％をこえて添加しても効果が飽和し、むしろ、鋼の清浄度の低下により靭性を劣化させるので、添加する場合はＣａ含有量を０．０００５〜０．００３５％に規定する。
【００２８】
上記以外の残部は実質的にＦeからなる。残部が実質的にＦeからなるとは、本発明の作用効果を無くさない限り、不可避不純物をはじめ、他の微量元素を含有するものが本発明の範囲に含まれ得ることを意味する。
【００２９】
次に、上記組成の鋼を用いた本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。
【００３０】
本発明の高強度鋼板は上記の成分組成を有する鋼を用い、加熱温度：１１００〜１３００℃、圧延終了温度：７５０℃以上で熱間圧延を行い、その後２０℃/s以上の冷却速度で４００℃未満の温度まで加速冷却を行うことで、Ｃが過飽和に固溶したベイナイト相組織とし、ＳＲ処理時にＭｏとＴｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上からなる微細な複合炭化物を分散析出することができる。ここで、温度は鋼板の平均温度とする。以下、各製造条件について詳しく説明する。
【００３１】
加熱温度：１１００〜１３００℃とする。加熱温度が１１００℃未満では炭化物の固溶が不十分で必要な強度が得られず、１３００℃を超えると靭性が劣化するため、１１００〜１３００℃とする。
【００３２】
圧延終了温度：７５０℃以上とする。圧延終了温度が低いと、加速冷却前に軟質なフェライト相が生成し強度が低下するため、圧延終了温度を７５０℃以上とする。
【００３３】
圧延終了後、直ちに２０℃/s以上の冷却速度で冷却する。冷却速度が２０℃/s未満では軟質なフェライト相やセメンタイトの析出を生じるため、加速冷却後に十分な強度が得られない。また、セメンタイトの析出によって、固溶Ｃ量が減少するため、ＳＲ処理時の微細炭化物析出による強化が得られない。よって、圧延終了後の冷却速度を２０℃/s以上に規定する。このときの冷却方法については製造プロセスによって任意の冷却設備を用いることが可能である。
【００３４】
冷却停止温度：４００℃未満とする。本発明では圧延終了後加速冷却によりＣが過飽和に固溶したベイナイト単相とすることによって、ＳＲ処理時に微細析出物による析出強化が得られる。しかし、冷却停止温度が４００℃以上では、ベイナイト変態が完了しないため、冷却停止後の空冷時にパーライトが析出し加速冷却後に十分な強度が得られないだけでなく、固溶Ｃ量が不足しＳＲ処理での微細炭化物の析出が不十分となり、ＳＲ後の強度が得られない。よって、加速冷却停止温度を４００℃未満に規定する。
【００３５】
【実施例】
表１に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ〜Ｌ）を連続鋳造法によりスラブとし、これを用いて板厚１９mmの厚鋼板（Ｎｏ.１〜１７）を製造した。
【００３６】
【表１】

【００３７】
加熱したスラブを熱間圧延により圧延した後、直ちに水冷型の加速冷却設備を用いて冷却を行った。各鋼板（Ｎｏ.１〜１７）の製造条件を表２に示す。
【００３８】
以上のようにして製造した鋼板の引張特性は、圧延垂直方向の全厚試験片を引張試験片として引張試験を行い、引張強度を測定した。降伏強度５５１MPa以上、引張強度６２０MPa以上を本発明に必要な強度とした。溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性については、再現熱サイクル装置によって入熱４０kJ/cmに相当する熱履歴を加えた試験片を用いてシャルピー試験を行った。そして、−１０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００J以上の物を良好とした。
【００３９】
また耐ＳＲ特性を調査するため、各鋼板をガス雰囲気炉を用いてＳＲ処理を行った。このときの熱処理条件は６５０℃で２時間とし、その後炉から取り出し空冷によって室温まで冷却した。そして、ＳＲ処理前後の鋼板の引張特性及びシャルピー衝撃特性を測定した。測定結果を表２に併せて示す。
【００４０】
【表２】

【００４１】
表２において、本発明例であるＮｏ.１〜９はいずれも、化学成分および製造方法が本発明の範囲内であり、ＳＲ処理の前後で、降伏強度５５１MPa以上、引張強度６２０MPa以上の高強度であり、さらに母材靱性及び溶接熱影響部靭性も良好であった。
【００４２】
Ｎｏ.１０〜１２は、化学成分は本発明の範囲内であるが、製造方法が本発明の範囲外であるため、微細炭化物が分散析出しない場合があり、強度不足であった。Ｎｏ.１３〜１７は化学成分が本発明の範囲外であるので、十分な強度が得られないか、溶接熱影響部靭性が劣っていた。
【００４３】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明によれば、API X80グレード以上の高強度を有し、かつＳＲ処理後も強度靭性の優れた鋼板が得られる。このため、特にＳＲ処理を行う可能性のある鋼管や圧力容器等への利用に好適である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a high-strength steel sheet having a strength of API X80 grade or higher used in the manufacture of steel pipes, pressure vessels, etc., and in particular, SR resistance having excellent strength and toughness even after stress relief annealing (SR) performed after welding. The present invention relates to a method for producing a high-strength steel sheet having excellent resistance.
[0002]
[Prior art]
Riser steel pipes used for oil or gas drilling or the like often weld forged products (for example, connectors) having a very large amount of alloy elements by circumferential welding. In addition, steel pipes for piping such as power plants and other steel members or steel plates used as strength members are often welded to Cr—Mo steel or the like. In such a case, SR treatment (stress relief annealing) is usually performed for the purpose of removing residual stress by welding. However, since there is a concern that the heat treatment may cause a decrease in strength or toughness, the SR treatment is performed. Steel pipes and steel materials that are used are required to have strength and toughness even after SR treatment. In recent years, the demand for high-strength steel pipes or steel materials of API X80 grade or higher is increasing due to the improvement of operational efficiency and the reduction of material costs due to pressure increase.
In response to such demands, steel plates or steel pipes having excellent SR resistance characteristics higher than API X80 grade are known (see, for example, Patent Document 1 and Patent Document 2).
[0003]
[Patent Document 1]
Japanese Patent Laid-Open No. 11-50188
[Patent Document 2]
Japanese Patent Laid-Open No. 2001-158939
[Problems to be solved by the invention]
However, since the steel sheet described in Patent Document 1 compensates for the strength reduction due to the SR treatment by precipitation of Cr carbide during SR, it is necessary to add a large amount of Cr and not only the material cost is high, but also welding. Decrease in toughness and toughness has been a problem. On the other hand, the steel pipe described in Patent Document 2 focuses on improving the characteristics of the seam weld metal, and no special consideration is given to the base material, and a reduction in the base material strength due to the SR treatment cannot be avoided. It was necessary to increase the strength before SR by controlled rolling and accelerated cooling.
[0006]
Therefore, the object of the present invention is to solve such problems of the prior art and to provide a high strength steel plate of API X80 grade or higher, which exhibits excellent SR resistance without adding a large amount of alloying elements. It is to provide.
[0007]
[Means for Solving the Problems]
The features of the present invention for solving such problems are as follows.
( A ) By mass%, C: 0.03% or more, less than 0.07%, Si: 0.01-0.5%, Mn: 0.5-2%, Mo: 0.1-0.5 %, Al: 0.08% or less, Ti: 0.005-0.04%, Nb: 0.005-0.07%, V: 0.005-0.1% Containing two or more, consisting of the balance Fe and inevitable impurities, the Ceq value represented by the following formula (1) is 0.32 or more, and the total amount of Mo, Ti, Nb, V in atomic% is [C] / ([Mo] + [Ti] + [Nb] + [V]), which is a ratio of 0.14% or more and the amount of C in atomic%), is 0.6 to 1.43 . The steel is heated to a temperature of 1100 to 1300 ° C., hot rolled at a rolling end temperature of 750 ° C. or higher, and then subjected to accelerated cooling to a temperature of less than 400 ° C. at a cooling rate of 26 ° C./s or higher. A method for producing a high-strength steel sheet characterized by the following.
Ceq value = C + Mn / 6 + (Cu + Ni) / 12 + (Cr + Mo + V) / 5 (1)
However, the element symbol of the formula (1) indicates mass% of each contained element.
( B ) Further, by mass%, Cu: 0.5% or less, Ni: 0.5% or less, Cr: 0.5% or less, Ca: 0.0005 to 0.0035% Or the manufacturing method of the high strength steel plate as described in (A) characterized by containing 2 or more types.
[0008]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The inventors of the present invention have made detailed studies on changes in the microstructure of steel materials due to SR treatment in order to achieve both improved SR resistance and high strength. Generally, the chemical composition of steel plates for welded steel pipes and steel plates for welded structures is severely limited from the viewpoint of weldability, so high-strength steel plates of grade X65 and higher are manufactured by accelerated cooling after hot rolling. Therefore, the microstructure is mainly bainite or a structure containing martensite (MA) in bainite. However, when SR treatment is applied to steel having such a structure, the cementite structure or martensite in bainite is tempered. Because it decomposes, strength reduction cannot be avoided. Further, in order to compensate for the strength reduction due to tempering, there is a method of depositing Cr carbide or the like at the time of SR. However, since the carbide is easily coarsened, the toughness is reduced. Thus, it is clear that there is a limit to securing strength and toughness even after SR by transformation strengthening. Therefore, as a result of intensive studies on the microstructure structure capable of obtaining excellent SR resistance, the inventors have obtained the following findings a) to c).
[0009]
a) Even if the bainite structure obtained by accelerated cooling is softened by SR treatment, if a fine and stable precipitate is precipitated by SR treatment, the strength after SR is secured without causing a significant decrease in toughness. it can. In order to obtain precipitation strengthening by SR treatment, accelerated cooling at a high cooling rate is performed to suppress precipitation of cementite to form a bainite structure in which C is supersaturated, and carbon in the steel is thermally stable during SR treatment. What is necessary is just to strengthen by carrying out the dispersion | distribution precipitation as a fine fine carbide | carbonized_material.
[0010]
b) As a result of examining various precipitates precipitated in steel, a composite carbide composed of one or more of Ti, Nb, and V and Mo and Mo is 10 nm or less based on an appropriate balance of components. It becomes a very fine precipitate and is also thermally stable.
[0011]
c) Steel in which a composite carbide composed of one or more of Ti, Nb, and V of b) and Mo and Mo is dispersed and precipitated not only has high strength by precipitation strengthening, but also has a temperature of about 700 ° C. or less. Since the fine carbides are not decomposed or coarsened even by heating, the high strength and toughness are maintained even after the SR treatment.
[0012]
Hereinafter, the manufacturing method of the high strength steel plate of this invention is demonstrated in detail. First, chemical components of the high-strength steel plate of the present invention will be described. In the following description, all units represented by% are mass%.
[0013]
C: Not less than 0.03% and less than 0.07%. C is an element that contributes to precipitation strengthening as a carbide. However, if it is less than 0.03%, sufficient strength cannot be ensured, and if it is 0.07% or more, the toughness deteriorates, so the C content is 0.03% or more. It is specified to be less than 0.07%.
[0014]
Si: 0.01 to 0.5%. Si is added for deoxidation, but if it is less than 0.01%, the deoxidation effect is not sufficient, and if it exceeds 0.5%, the toughness and weldability are deteriorated, so the Si content is 0.01 to 0.00. Specify 5%.
[0015]
Mn: 0.5 to 2%. Mn is added for strength and toughness, but the effect is not sufficient if it is less than 0.5%, and if it exceeds 2%, martensite (MA) is generated during reheating, so the strength after SR treatment only deteriorates. However, since the weldability deteriorates, the Mn content is regulated to 0.5 to 2%.
[0016]
Al: 0.08% or less. Al is added as a deoxidizer, but if it exceeds 0.08%, the cleanliness of the steel decreases and the toughness deteriorates, so the Al content is specified to be 0.08% or less. Desirably, the content is 0.01% to 0.08%.
[0017]
Mo: 0.1 to 0.5%. Mo is an important element in the present invention. By containing 0.1% or more, Mo contributes to an increase in strength due to bainite transformation during accelerated cooling. Further, at the time of SR, fine composite precipitates with Ti, Nb, and V are formed, so that the strength reduction due to tempering of bainite is compensated for, thereby greatly contributing to strength retention or strength increase after SR. However, if it exceeds 0.5%, the weld heat-affected zone toughness is deteriorated, so the Mo content is specified to be 0.1 to 0.5%.
[0018]
Ti: 0.005 to 0.04%. By adding 0.005% or more of Ti, fine composite precipitates with Mo are formed at the time of SR. Therefore, by making up for the decrease in strength due to tempering of bainite, it greatly contributes to maintaining strength or increasing strength after SR. . However, since addition exceeding 0.04% causes deterioration of weld heat affected zone toughness and base metal toughness, the Ti content is specified to be 0.005 to 0.04%.
[0019]
Nb: 0.005 to 0.07%. Nb improves toughness by refining the structure. In addition, during SR, fine composite precipitates with Mo are formed, so that the decrease in strength due to tempering of bainite is compensated for, thereby greatly contributing to strength retention or strength increase after SR. However, if it is less than 0.005%, there is no effect, and if it exceeds 0.07%, the toughness of the weld heat-affected zone deteriorates, so the Nb content is specified to be 0.005 to 0.07%.
[0020]
V: Set to 0.005 to 0.1%. V also forms a fine composite precipitate with Mo at the time of SR. Therefore, V compensates for a decrease in strength due to tempering of bainite, and greatly contributes to strength retention or strength increase after SR. However, if it is less than 0.005%, there is no effect, and if it exceeds 0.1%, the toughness of the weld heat affected zone deteriorates, so the V content is specified to be 0.005 to 0.1%.
[0021]
Ceq value: 0.32 or more.
[0022]
The Ceq value is expressed by the following formula (1) using the mass% of the alloy element. However, if this Ceq value is less than 0.32, high strength of API X80 grade cannot be obtained, so it is specified to be 0.32 or more. From the viewpoint of weldability and toughness, the upper limit of the Ceq value is preferably 0.55. The element symbol of the following formula (1) indicates mass% of each contained element.
Ceq value = C + Mn / 6 + (Cu + Ni) / 12 + (Cr + Mo + V) / 5 (1)
Total amount of Mo, Ti, Nb, and V in atomic%: 0.14% or more. Mo, Ti, Nb, and V are elements that contribute to precipitation strengthening as fine carbides and are effective in maintaining strength after SR. The precipitation strengthening amount increases according to the total amount in these atomic%, but if it is less than 0.14%, the effect is insufficient and sufficient strength cannot be obtained, so the total in the atomic% of Mo, Ti, Nb, and V. The amount is 0.14% or more. The total amount of the above elements in atomic% is the sum of the number of atoms of Mo, Ti, Nb, V contained in the steel, and the total number of atoms of Fe, Mo, Ti, Nb, V and other alloy elements. However, it can also be obtained by the following equation (2) using the content of Mo, Ti, Nb, and V in mass%. The element symbol in the following formula (2) is mass% of each contained element.
(Mo / 95.9 + Nb / 92.91 + V / 50.94 + Ti / 47.9) / (100 / 55.85) × 100 (2)
Furthermore, [C] / ([Mo] + [Ti] + [Nb] + [V]): 0.6 to 1 which is a ratio of the amount of C and the total amount of Mo, Ti, Nb, and V. 7 Here, [C], [Mo], [Ti], [Nb], and [V] indicate the atomic percent content (at%) of the component. Strengthening in the steel sheet of the present invention is due to composite precipitates (carbides) containing Mo and Ti, Nb, and V. In order to effectively use the precipitation strengthening by this composite precipitate, the relationship between the amount of C and the amounts of carbide forming elements Mo, Ti, Nb, and V is important, and these elements must be balanced in an appropriate balance. By adding, a thermally stable and very fine composite precipitate can be obtained. At this time, [C] / ([Mo] + [Ti] + [Nb]) is a ratio of the content of C in atomic% and the total content of atomic content of Mo, Ti, Nb, and V. The value of + [V]) is 0.6 to 1.7. When the value of [C] / ([Mo] + [Ti] + [Nb] + [V]) is less than 0.6 or exceeds 1.7, the amount of any element is excessive, and the composite of the present invention The value of [C] / ([Mo] + [Ti] + [Nb] + [V]) because the hardened structure other than precipitates is excessively formed, leading to the deterioration of SR resistance and toughness. Is defined as 0.6 to 1.7. In addition, when using content of the mass%, it calculates using the following (3) formulas, and makes the value 0.6-1.7.
[0023]
(C / 12.01) / (Mo / 95.9 + Nb / 92.91 + V / 50.94 + Ti / 47.9) (3)
In the present invention, for the purpose of further improving the strength of the steel sheet, one or more of Cu, Ni, Cr and Ca shown below may be contained.
[0024]
Cu: 0.5% or less. Cu is an element effective for improving toughness and increasing strength, but if added in a large amount, weldability deteriorates, so when added, the upper limit is 0.5%.
[0025]
Ni: 0.5% or less. Ni is an element effective for improving toughness and increasing strength, but if added in a large amount, weldability deteriorates, so when added, the upper limit is 0.5%.
[0026]
Cr: 0.5% or less. Cr, like Mn, is an element effective for obtaining sufficient strength even at low C. However, if a large amount is added, weldability deteriorates, so when added, the upper limit is 0.5%.
[0027]
Ca: 0.0005 to 0.0035%. Ca is an element effective for improving the toughness by controlling the form of sulfide inclusions, but if it is less than 0.0005%, the effect is not sufficient, and even if added over 0.0035%, the effect is saturated, Rather, since the toughness is deteriorated due to a decrease in the cleanliness of the steel, the Ca content is specified to be 0.0005 to 0.0035% when added.
[0028]
The remainder other than the above consists essentially of Fe. The balance substantially consisting of Fe means that an element containing an inevitable impurity and other trace elements can be included in the scope of the present invention unless the effects of the present invention are lost.
[0029]
Next, the manufacturing method of the high strength steel plate of this invention using the steel of the said composition is demonstrated.
[0030]
The high-strength steel sheet of the present invention uses steel having the above composition, and is hot-rolled at a heating temperature of 1100 to 1300 ° C. and a rolling end temperature of 750 ° C. or higher, and then 400 at a cooling rate of 20 ° C./s or higher. By accelerating cooling to a temperature of less than 0 ° C., a bainite phase structure in which C is supersaturated is dissolved, and fine composite carbides composed of one or more of Mo, Ti, Nb, and V are dispersed and precipitated during SR treatment. can do. Here, the temperature is the average temperature of the steel sheet. Hereinafter, each manufacturing condition will be described in detail.
[0031]
Heating temperature: 1100 to 1300 ° C. If the heating temperature is less than 1100 ° C, the solid solution of the carbide is insufficient and the required strength cannot be obtained, and if it exceeds 1300 ° C, the toughness deteriorates, so the temperature is set to 1100-1300 ° C.
[0032]
Rolling end temperature: 750 ° C. or higher. When the rolling end temperature is low, a soft ferrite phase is generated before accelerated cooling and the strength is lowered. Therefore, the rolling end temperature is set to 750 ° C. or higher.
[0033]
Immediately after the end of rolling, it is cooled at a cooling rate of 20 ° C./s or more. If the cooling rate is less than 20 ° C./s, a soft ferrite phase and cementite are precipitated, so that sufficient strength cannot be obtained after accelerated cooling. Moreover, since the amount of solid solution C decreases due to precipitation of cementite, strengthening due to precipitation of fine carbides during SR treatment cannot be obtained. Therefore, the cooling rate after the end of rolling is regulated to 20 ° C./s or more. About the cooling method at this time, it is possible to use arbitrary cooling equipment by a manufacturing process.
[0034]
Cooling stop temperature: less than 400 ° C. In the present invention, precipitation strengthening due to fine precipitates can be obtained during SR treatment by forming a bainite single phase in which C is supersaturated by accelerated cooling after completion of rolling. However, when the cooling stop temperature is 400 ° C. or higher, the bainite transformation is not completed, so that not only does pearlite precipitate during air cooling after cooling stop and sufficient strength is not obtained after accelerated cooling, but the amount of dissolved C is insufficient and SR Precipitation of fine carbide in the treatment becomes insufficient, and the strength after SR cannot be obtained. Therefore, the accelerated cooling stop temperature is defined to be less than 400 ° C.
[0035]
【Example】
Steels (steel types A to L) having chemical components shown in Table 1 were made into slabs by a continuous casting method, and thick steel plates (Nos. 1 to 17) having a plate thickness of 19 mm were produced using the slabs.
[0036]
[Table 1]

[0037]
The heated slab was rolled by hot rolling and immediately cooled using a water-cooled accelerated cooling facility. Table 2 shows the production conditions of each steel plate (No. 1 to 17).
[0038]
As for the tensile properties of the steel sheet produced as described above, a tensile test was performed using a full thickness test piece in the rolling direction as a tensile test piece, and the tensile strength was measured. A yield strength of 551 MPa or more and a tensile strength of 620 MPa or more were determined as strengths required for the present invention. For the weld heat affected zone (HAZ) toughness, a Charpy test was performed using a test piece to which a heat history corresponding to a heat input of 40 kJ / cm was added by a reproducible heat cycle apparatus. And the thing whose Charpy absorbed energy in -10 degreeC is 100J or more was made favorable.
[0039]
In order to investigate the SR resistance, each steel plate was subjected to SR treatment using a gas atmosphere furnace. The heat treatment conditions at this time were set at 650 ° C. for 2 hours, then removed from the furnace and cooled to room temperature by air cooling. And the tensile characteristic and Charpy impact characteristic of the steel plate before and after SR processing were measured. The measurement results are also shown in Table 2.
[0040]
[Table 2]

[0041]
In Table 2, all of Nos. 1 to 9, which are examples of the present invention, have chemical components and production methods within the scope of the present invention, and before and after SR treatment, high strength with yield strength of 551 MPa or more and tensile strength of 620 MPa or more. Furthermore, the base material toughness and the weld heat affected zone toughness were also good.
[0042]
In Nos. 10 to 12, the chemical components are within the scope of the present invention, but the production method is outside the scope of the present invention, so fine carbides may not be dispersed and precipitated, and the strength was insufficient. Nos. 13 to 17 had chemical components outside the scope of the present invention, so that sufficient strength was not obtained or welding heat affected zone toughness was inferior.
[0043]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, a steel sheet having high strength of API X80 grade or higher and excellent in strength toughness even after SR treatment can be obtained. For this reason, it is particularly suitable for use in steel pipes and pressure vessels that may be subjected to SR treatment.

Claims

In mass%, C: 0.03% or more, less than 0.07%, Si: 0.01 to 0.5%, Mn: 0.5 to 2%, Mo: 0.1 to 0.5%, Al : Containing 0.08% or less, Ti: 0.005-0.04%, Nb: 0.005-0.07%, V: 0.005-0.1%, one or more The balance is composed of Fe and unavoidable impurities, the Ceq value represented by the following formula (1) is 0.32 or more, and the total amount of Mo, Ti, Nb, and V in atomic% is 0.14. %, And the ratio of [C] / ([Mo] + [Ti] + [Nb] + [V]), which is a ratio to the amount of C in atomic%, is 0.6 to 1.43 , 1100-1300 is heated to a temperature of ° C., after hot rolling at a rolling end temperature of not less than 750 ° C., characterized by performing the accelerated cooling to a temperature below 400 ° C. at 26 ° C. / s or more cooling rate To, the method of producing a high strength steel sheet.
Ceq value = C + Mn / 6 + (Cu + Ni) / 12 + (Cr + Mo + V) / 5 (1)
However, the element symbol of the formula (1) indicates mass% of each contained element.

Furthermore, by mass%, Cu: 0.5% or less, Ni: 0.5% or less, Cr: 0.5% or less, Ca: 0.0005 to 0.0035% The method for producing a high-strength steel sheet according to claim 1, comprising the above.