JP4273825B2

JP4273825B2 - High strength steel plate with excellent weld heat affected zone toughness and method for producing the same

Info

Publication number: JP4273825B2
Application number: JP2003121926A
Authority: JP
Inventors: 豊久新宮; 茂遠藤; 信行石川
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2002-04-26
Filing date: 2003-04-25
Publication date: 2009-06-03
Anticipated expiration: 2023-04-25
Also published as: JP2004003013A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、建築、海洋構造物、造船、土木、建設機械、ラインパイプ等の分野で使用される、溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板とその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
溶接鋼構造物の大型化、またコスト削減の観点から、より高強度、高靭性を有する鋼板の需要が高まっている。通常、高強度高靭性鋼板は、焼入れ焼戻し処理や制御圧延・制御冷却を用いる、いわゆるＴＭＣＰ法により製造されるが、焼入れ焼戻し処理は時間と手間を要し、製造コスト高である。また、ＴＭＣＰ法を用いて鋼材の高強度化を行なう際には、鋼材への多量の合金元素の添加が必要であり、合金元素添加によるコスト上昇、溶接熱影響部靭性の劣化が問題となる。
【０００３】
焼入れ焼戻し処理の欠点を補うために、圧延後そのまま焼入れを行う直接焼入れ技術が知られているが、焼戻し工程を圧延・冷却ラインと別のラインで行うため従来の形式と大差がなく、製造効率、製造コストの改善には至らない（例えば、特許文献１、特許文献２参照。）。
【０００４】
一方、圧延から焼入れ焼戻し処理までを同一ラインで行い、かつ急速加熱で保持時間無しの焼戻し処理を行う技術が知られている（例えば、特許文献３、特許文献４参照。）。すべての工程を同一ラインで行うことで製造時間が短縮されるので、製造効率、製造コストが大幅に改善される。また、この技術で製造された鋼材は、急冷によって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って、過飽和に固溶した炭素が微細なセメンタイトとして析出し、さらに保持時間無しの焼戻し処理によりセメンタイトが粗大化しないため、強度靱性に優れている。
【０００５】
【特許文献１】
特公昭５３−６６１６号公報
【０００６】
【特許文献２】
特公昭５８−３０１１号公報
【０００７】
【特許文献３】
特許３０１５９２３号公報
【０００８】
【特許文献４】
特許３０１５９２４号公報
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、特許文献３、特許文献４に記載の技術では、製造効率、製造コストを大幅に改善できるが、高強度の鋼を得るためには、その実施例が示すように、鋼材の炭素含有量を高めるか、あるいはその他の合金元素の添加量を増やす必要があるため、素材コストの上昇を招くだけでなく、溶接熱影響部靭性の劣化が問題となる。このように従来の技術では、多量の合金元素を添加することなく溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板を製造することは困難である。
【００１０】
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、多量の合金元素を添加することなく、低コストで製造できる、溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板とその製造方法を提供することにある。
【００１１】
【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。
（１）、質量％で、Ｃ：０．０２％以上、０．０７％未満、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉの合計量の比であるＣ／（Ｍｏ+Ｔｉ）が０．５〜３であり、（１）式で表されるＣｅｑが０．３８以下であり、金属組織がフェライトとベイナイトとの合計の体積分率が９５％以上であり、Ｔｉと、Ｍｏとを含む粒径１０ｎｍ未満の炭化物が分散析出していることを特徴とする、溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ/６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）/１５＋（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。
（２）、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％および/またはＶ：０．００５〜０．１％を含有し、原子%でのＣ量とＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量の比であるＣ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）が０．５〜３であり、粒径１０ｎｍ未満のＴｉと、Ｍｏと、Ｎｂおよび／またはＶとを含む炭化物が分散析出していることを特徴とする（１）に記載の溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板。
（３）、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｂ：０．００５％以下の中から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板。
（４）、（１）ないし（３）のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、Ａｒ_３温度以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、５℃/s以上の冷却速度で３００〜６００℃まで加速冷却を行い、その後直ちに０．５℃/s以上の昇温速度で５５０〜７００℃まで再加熱を行うことを特徴とする、溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明者らは高強度鋼板の溶接熱影響部靭性改善を目的に、鋼板の製造方法を鋭意検討し、制御圧延後の加速冷却とその後の再加熱という製造プロセスにおいて、ベイナイト変態途中で再加熱を行うことによって、加速冷却時のベイナイト変態による強化に加え、再加熱時の未変態オーステナイトからのフェライト変態時に析出する微細析出物による析出強化によって、合金元素が少なく低成分系の鋼においても高強度化が可能になるという知見を得た。そして、Ｍｏ、Ｔｉを含有する鋼を用いることで、極めて微細なＭｏと、Ｔｉとの複合炭化物の分散析出が得られ、また、ＮｂやＶを複合添加する場合でも、Ｔｉ、ＭｏとＮｂおよび／またはＶを含む析出物を分散析出させることによってフェライト相の高強度化が達成できるという知見を得た。
【００１３】
本発明は上記のような、圧延後の加速冷却によって生成したベイナイト相と、その後の再加熱によって生じるＴｉ、Ｍｏを基本として含有する析出物が分散析出したフェライト相との２相組織を有する高強度鋼板とその製造方法に関するものであり、変態強化に加え析出強化を最大限に活用するため、合金元素を多量に添加する必要がなく、溶接熱影響部靭性を損なうことなく高強度化が達成できるものである。
【００１４】
以下、本発明の高強度鋼板について詳しく説明する。まず、本発明の高強度鋼板の組織について説明する。
【００１５】
本発明の鋼板の金属組織は実質的にフェライトとベイナイトの２相組織とする。本発明では、加速冷却時のベイナイト変態による変態強化と、加速冷却後に再加熱してフェライト中に析出する微細析出物による析出強化を複合して活用することにより、合金元素を多量に添加することなく高強度化が可能である。フェライト相は延性に富んでおり、一般的には軟質であるが、本発明では以下に述べる微細な析出物により高強度化を達成できる。一方で、合金元素を多量に添加しない場合には、加速冷却で得られるベイナイト単相組織だけでは強度不足であるが、析出強化されたフェライト相との２相組織であれば十分な強度を有するものとなる。フェライトとベイナイトとの２相組織に、マルテンサイトやパーライトなどの異なる金属組織が1種または2種以上混在する場合は、強度が低下するため、フェライト相とベイナイト相以外の組織分率は少ない程良い。しかし、フェライト相とベイナイト相以外の組織の体積分率が低い場合は影響が無視できるため、トータルの体積分率で５％以下の他の金属組織を、すなわちマルテンサイト、パーライト等を1種または2種以上含有してもよい。また、強度確保の観点からフェライト分率を５％以上に、母材の靭性確保の観点からベイナイト分率を１０％以上にする事が望ましい。
【００１６】
次に、上記のフェライト相内に分散析出する析出物について説明する。本発明の鋼板では、フェライト相中のＭｏとＴｉとを基本として含有する析出物による析出強化を利用している。Ｍｏ及びＴｉは鋼中で炭化物を形成する元素であり、ＭｏＣ、ＴｉＣの析出により鋼を強化することは従来より行われているが、本発明ではＭｏとＴｉを複合添加して、ＭｏとＴｉとを基本として含有する複合炭化物を鋼中に微細析出させることにより、ＭｏＣまたはＴｉＣの析出強化の場合に比べて、より大きな強度向上効果が得られることが特徴である。この従来にない大きな強度向上効果は、ＭｏとＴｉとを基本として含有する複合炭化物が安定でかつ成長速度が遅いので、粒径が１０nm未満の極めて微細な析出物が得られることによるものである。
【００１７】
ＭｏとＴｉとを基本として含有する複合炭化物は、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｃのみで構成される場合は、ＭｏとＴｉの合計とＣとが原子比で１：１の付近で化合しているものであり、高強度化に非常に効果がある。また、本発明では、Ｎｂおよび／またはＶを複合添加することにより、析出物がＭｏ、ＴｉとＮｂおよび／またはＶを含んだ複合炭化物となり、同様の析出強化が得られることを見出した。Ｔｉの一部をＮｂおよび／またはＶで置換することにより、高強度化の効果を損なわずに溶接熱影響部の靭性をさらに向上させることが可能である。また、この場合、微細炭化物は主にフェライト相中に析出するが、化学成分、製造条件によってはベイナイト相からも析出する。ベイナイト相からも微細炭化物が析出する場合は、鋼板の更なる高強度化が可能である。
【００１８】
これら１０ｎｍ未満の析出物の個数は、たとえば降伏強度が４４８ＭＰａ以上の高強度鋼板とするためには、２×１０³個/μｍ³以上析出させることが好ましい。析出形態としては、ランダムでも列状でも良く、特に規定されない。また、ＭｏとＴｉとを主体とする複合炭化物以外の析出物を含有する場合は、ＭｏとＴｉの複合炭化物による高強度化の効果を損なわず靭性を劣化させない程度とするが、１０ｎｍ未満の析出物の個数はＴｉＮを除いた全析出物の個数の９５％以上であることが好ましい。
【００１９】
本発明において鋼板内に分散析出する析出物である、ＭｏとＴｉとを主体とする複合炭化物は、以下に述べる成分の鋼に本発明の製造方法を用いて鋼板を製造することにより、分散させて得ることができる。
【００２０】
次に、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。
【００２１】
Ｃ：０.０２％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、０.０２％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０.０２％以上、０.０７％未満に規定する。
【００２２】
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。
【００２３】
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％を超えると溶接性が劣化するため、Ｍｎ含有量を０.５〜２％に規定する。好ましくは、０．５〜１．５％である。
【００２４】
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。好ましくは、０．０１〜０．０８％とする。
【００２５】
Ｍｏ：０.０５〜０.５％とする。Ｍｏは本発明において重要な元素であり、０.０５％以上含有させることで、熱間圧延後冷却時のパーライト変態を抑制しつつ、Ｔｉとの微細な複合析出物を形成し、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０.０５〜０.５％に規定する。好ましくは、０．０５〜０．３％未満である。
【００２６】
Ｔｉ：０.００５〜０.０４％とする。ＴｉはＭｏと同様に本発明において重要な元素である。０.００５％以上添加することで、Ｍｏと複合析出物を形成し、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の劣化を招くため、Ｔｉ含有量は０.００５〜０.０４％に規定する。さらに、Ｔｉ含有量が０．０２％未満であると鋼板はより優れた靭性を示すため、Ｎｂおよび／またはＶを添加する場合は、Ｔｉ含有量を０．００５〜０．０２％未満とすることが好ましい。
【００２７】
本発明の高強度鋼板は上記の成分の鋼を用いることで、ＴｉとＭｏを含有する複合炭化物の微細析出物が得られるが、析出強化を最大限に利用するためには、炭化物を形成する元素の含有量の割合を以下のように制限することが望ましい。すなわち、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉの合計量の比である、Ｃ／(Ｍｏ＋Ｔｉ)は０.５〜３が好ましい。本発明による高強度化はＴｉ、Ｍｏを含む析出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ことによって、熱的に安定かつ非常に微細な複合析出物を得ることが出来る。このとき各元素の原子％の含有量で表される、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ）の値が０.５未満または３を越える場合はいずれかの元素量が過剰であり、溶接熱影響部に島状マルテンサイトなどの硬化組織が形成し溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ）の値を０.５〜３とするのが好ましい。ただし、各元素記号は原子％での各元素の含有量である。なお、質量％の含有量を用いる場合には(Ｃ／１２．０１)/(Ｍｏ／９５．９＋Ｔｉ／４７．９)で表される。Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ）の値を０．７〜２とすると、粒径５ｎｍ以下のより微細な析出物が得られるためより好ましい。
【００２８】
本発明では、鋼板の強度及び溶接熱影響部靭性をさらに改善する目的で、Ｎｂ、Ｖの１種または２種を含有してもよい。
【００２９】
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が、Ｔｉ及びＭｏと共に複合析出物を形成し、強度上昇に寄与する。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。
【００３０】
Ｖ：０.００５〜０.１％とする。ＶもＮｂと同様にＴｉ及びＭｏと共に複合析出物を形成し、強度上昇に寄与する。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。
【００３１】
Ｎｂおよび／またはＶを含有する場合には、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量の比である、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）は０.５〜３とすることが好ましい。本発明による高強度化はＴｉ、Ｍｏを含む析出物によるが、Ｎｂおよび／またはＶを含有する場合はそれらを含んだ複合析出物（主に炭化物）となる。このとき各元素の原子％の含有量で表される、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）の値が０.５未満または３を越える場合はいずれかの元素量が過剰であり、溶接熱影響部に島状マルテンサイトなどの硬化組織が形成し溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）の値を０.５〜３とするのが好ましい。ただし、各元素記号は原子％の各元素の含有量である。なお、質量％の含有量を用いる場合には(Ｃ／１２．０１)/(Ｍｏ／９５．９＋Ｔｉ／４７．９＋Ｎｂ／９２．９１＋Ｖ／５０．９４)で表される。より好ましくは、０．７〜２であり、粒径５ｎｍ以下のさらに微細な析出物が得られる。
【００３２】
本発明では鋼板の強度靱性をさらに改善する目的で、以下に示すＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｂの１種又は２種以上を含有してもよい。
【００３３】
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。
【００３４】
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、多く添加するとコスト的に不利になり、また、溶接熱影響部靱性が劣化するため、添加する場合は０.５％を上限とする。
【００３５】
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。
【００３６】
Ｂ：０.００５％以下とする。Ｂは強度上昇、ＨＡＺ靭性改善に寄与する元素であるが、０.００５％を越えて添加すると溶接性を劣化させるため、添加する場合は０.００５％以下とする。
【００３７】
また、溶接性の観点から、強度レベルに応じて下記の（１）式で定義されるＣｅｑの上限を規定することが好ましい。降伏強度が４４８ＭＰａ以上の場合には、Ｃｅｑを０．３２以下、降伏強度が４８２ＭＰａ以上の場合には、Ｃｅｑを０．３４以下、降伏強度が５５１ＭＰａ以上の場合には、Ｃｅｑを０．３８以下にすることで良好な溶接性を確保することが出来る。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ/６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）/１５＋（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。
【００３８】
なお、本発明の鋼材については、板厚１０ｍｍから３０ｍｍ程度の範囲でＣｅｑの板厚依存性はなく、３０ｍｍ程度まで同じＣｅｑで設計することができる。
【００３９】
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。
【００４０】
次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。
【００４１】
本発明は、加速冷却時のベイナイト変態による変態強化と、加速冷却後の再加熱時にフェライト中に析出する微細炭化物による析出強化を複合して活用することにより、合金元素を多量に添加することなく高強度化が可能な技術である。本発明では、加速冷却によりベイナイト変態領域まで過冷することにより、その後の再加熱時に温度保持することなくフェライト変態を完了させることが可能である。
【００４２】
図１は、本発明の組織制御方法を示す概略図である。Ａｒ₃温度以上のオーステナイト領域（Ａ）からベイナイト変態領域（Ｂ）まで加速冷却（Ｃ）することで、オーステナイト単相１０から、未変態オーステナイト１１とベイナイト１２の混合組織とする。冷却後、直ちにフェライト領域（Ｅ）まで再加熱（Ｄ）することにより、オーステナイト１１はフェライトに変態し、フェライト相中には微細析出物が分散析出して、微細析出物によって析出強化したフェライト相１３となる。一方、ベイナイト相１２は焼戻されて焼戻しベイナイト１４となる。焼戻しベイナイト１４は微細析出物が分散析出して、析出強化される場合もある。以下、具体的にこの組織制御方法を詳しく説明する。
【００４３】
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：１０００〜１３００℃、圧延終了温度：Ａｒ₃温度以上で熱間圧延を行い、その後５℃/s以上の冷却速度で３００〜６００℃まで加速冷却を行い、その後直ちに０.５℃/s以上の昇温速度で５５０〜７００℃の温度まで再加熱を行うことで、金属組織をフェライトとベイナイトの２相組織とし、ＭｏとＴｉとを主体とする微細な複合炭化物をフェライト相中に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。
【００４４】
加熱温度：１０００〜１３００℃とする。加熱温度が１０００℃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、１０００〜１３００℃とする。好ましくは、１０５０〜１２５０℃である。
【００４５】
圧延終了温度：Ａｒ₃温度以上とする。Ａｒ₃温度とは、冷却中におけるフェライト変態開始温度を意味し、以下の（２）式を用いて求めることができる。圧延終了温度がＡｒ₃温度未満になると、その後のフェライト変態速度が低下するため、再加熱によるフェライト変態時に十分な微細析出物の分散析出が得られず、強度が低下するため、圧延終了温度をＡｒ₃温度以上とする。
Ａｒ₃温度（℃）＝９１０-３１０Ｃ-８０Ｍｎ-２０Ｃｕ-１５Ｃｒ-５５Ｎｉ-８０Ｍｏ・・・（２）
但し、（２）式の元素記号は各含有元素の質量％を示す。
【００４６】
圧延終了後、直ちに５℃/s以上の冷却速度で冷却する。冷却速度が５℃/s未満では冷却時にフェライトを生成するため、ベイナイトによる強化が得られないだけでなく、７００℃以上の高温域でのフェライト変態時に生じた析出物が容易に粗大化するため、十分な強度が得られない。よって、圧延終了後の冷却速度を５℃/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。
【００４７】
冷却停止温度：３００〜６００℃とする。圧延終了後加速冷却でベイナイト変態域である３００〜６００℃まで急冷することにより、ベイナイト相を生成させ、かつ、ベイナイト変態途中で冷却を停止することによって、未変態のオーステナイトをその後の再加熱時にフェライトに変態させることが可能となる。さらに、過冷却により駆動力が大きくなるため、再加熱過程でのフェライト変態が促進され、短時間の再加熱でフェライト変態を完了させることが可能となる。冷却停止温度が３００℃未満では、ベイナイト変態がほぼ完了するためにその後の再加熱によって十分な量のフェライトが得られないだけでなく、島状マルテンサイト（ＭＡ）が生成するため再加熱時の微細炭化物の析出が不十分となり、また６００℃を超えるとフェライト変態の駆動力が十分でなく、再加熱時にフェライト変態が完了せずパーライトが析出するため微細炭化物の析出が不十分であり十分な強度が得られないため、加速冷却停止温度を３００〜６００℃に規定する。確実にＭＡの生成を抑制するためには、冷却停止温度を４００℃以上とすることが好ましい。
【００４８】
加速冷却後直ちに０.５℃/s以上の昇温速度で５５０〜７００℃の温度まで再加熱を行う。このプロセスは本発明における重要な製造条件である。フェライト相の強化に寄与する微細析出物は、再加熱時のフェライト変態と同時に析出する。このような微細析出物を得るためには、加速冷却後直ちに５５０〜７００℃の温度域まで再加熱する必要がある。また、再加熱の際には、冷却後の温度より少なくとも５０℃以上昇温することが望ましい。昇温速度が０.５℃/s未満では、目的の再加熱温度に達するまでに長時間を要するため製造効率が悪化し、またパーライト変態が生じるため、微細析出物の分散析出が得られず十分な強度を得ることができない。再加熱温度が５５０℃未満ではフェライト変態が進行せずに、ベイナイト変態を生じるため、十分な析出強化が図れず、７００℃を超えると析出物が粗大化し十分な強度が得られないため、再加熱の温度域を５５０〜７００℃に規定する。再加熱温度において、特に温度保持時間を設定する必要はない。本発明の製造方法を用いれば再加熱後直ちに冷却しても、フェライト変態が十分に進行するため、微細析出による高い強度が得られる。しかし、確実にフェライト変態を終了させるために、３０分以内の温度保持を行うことができる。３０分を超えて温度保持を行うと、析出物の粗大化を生じ強度低下を招く場合がある。また、再加熱後の冷却過程でもフェライト変態が進行するので、再加熱後の冷却速度は基本的には空冷とする。しかし、フェライト変態を阻害しない程度の早い冷却速度で冷却を行うこともできる。
【００４９】
図２に、上記の製造方法を用いて製造した本発明の鋼板（０.０５Ｃ−０.２５Ｓｉ−１.２Ｍｎ−０.１Ｍｏ−０.０１Ｔｉ）を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察した写真を示す。図２によれば、非常に微細な析出物が列状に析出している様子が確認できるが、これは、フェライト変態時のオーステナイト／フェライト界面において析出を生じる変態析出によるものであり、これにより極めて高い析出強化が得られる。また、析出物はＭｏとＴｉを含有する炭化物であり、このことはエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）等を用いて分析して確認した。
【００５０】
加速冷却後の再加熱を行うための設備として、加速冷却を行なうための冷却設備の下流側に加熱装置を設置することができる。加熱装置としては、鋼板の急速加熱が可能であるガス燃焼炉や誘導加熱装置を用いる事が好ましい。誘導加熱装置は均熱炉等に比べて温度制御が容易でありコストも比較的低く、冷却後の鋼板を迅速に加熱できるので特に好ましい。また複数の誘導加熱装置を直列に連続して配置することにより、ライン速度や鋼板の種類・寸法が異なる場合にも、通電する誘導加熱装置の数や供給電力を任意に設定するだけで、昇温速度、再加熱温度を自在に操作することが可能である。
【００５１】
また、本発明の製造方法を実施するための設備の一例を図３に示す。図３に示すように、圧延ライン１には上流から下流側に向かって熱間圧延機３、加速冷却装置４、インライン型誘導加熱装置５、ホットレベラー６が配置されている。インライン型誘導加熱装置５あるいは他の熱処理装置を、圧延設備である熱間圧延機３およびそれに引き続く冷却設備である加速冷却装置４と同一ライン上に設置する事によって、圧延、冷却終了後迅速に再加熱処理が行えるので、圧延冷却後の鋼板温度を過度に低下させることなく加熱することができる。
【００５２】
【実施例】
表１に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ〜Ｒ）を連続鋳造法によりスラブとし、これを用いて板厚１８、２６mmの厚鋼板（Ｎｏ.１〜３２）を製造した。
【００５３】
【表１】

【００５４】
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い、誘導加熱炉またはガス燃焼炉を用いて再加熱を行った。誘導加熱炉は加速冷却設備と同一ライン上に設置した。各鋼板（Ｎｏ.１〜３２）の製造条件を表２に示す。
【００５５】
以上のようにして製造した鋼板のミクロ組織を、光学顕微鏡、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）により観察した。析出物の成分はエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）により分析した。また各鋼板の引張特性を測定した。測定結果を表２に併せて示す。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。引張強度５８０MPa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。
【００５６】
【表２】

【００５７】
表２において、本発明例であるＮｏ.１〜１８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、引張強度５８０MPa以上の高強度であり、溶接熱影響部靭性は良好であり、かつ鋼板の組織は、実質的にフェライト＋ベイナイト２相組織であり、ＴｉとＭｏと、一部の鋼板についてはさらにＮｂおよび／またはＶとを含む粒径が１０nm未満の微細な炭化物の析出物が分散析出していた。
【００５８】
Ｎｏ.１９〜２５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、組織がフェライト＋ベイナイト２相組織にならない場合や、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.２６〜３２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。
【００５９】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明によれば、溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板を、多量の合金元素を添加することなく、低コストで製造することができる。このため建築、海洋構造物、造船、土木、建設機械、ラインパイプ等の溶接構造物に使用する鋼板を、安価で大量に安定して製造することができ、生産性および経済性を著しく高めることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の組織制御方法を示す概略図。
【図２】本発明の鋼板を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察した写真。
【図３】本発明の製造方法を実施するための製造ラインの一例を示す概略図。
【符号の説明】
１：圧延ライン、
２：鋼板、
３：熱間圧延機、
４：加速冷却装置、
５：インライン型誘導加熱装置、
６：ホットレベラー、
１０：オーステナイト単相、
１１：未変態オーステナイト、
１２：ベイナイト、
１３：微細析出物によって析出強化したフェライト相、
１４：焼戻されて軟化したベイナイト相、
Ａ：オーステナイト領域、
Ｂ：ベイナイト領域、
Ｃ：加速冷却、
Ｄ：再加熱、
Ｅ：フェライト領域[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a high-strength steel sheet excellent in welding heat affected zone toughness and a method for producing the same, which are used in the fields of architecture, offshore structures, shipbuilding, civil engineering, construction machinery, line pipes and the like.
[0002]
[Prior art]
From the viewpoint of increasing the size of welded steel structures and reducing costs, there is an increasing demand for steel sheets having higher strength and higher toughness. Usually, a high-strength and high-toughness steel sheet is manufactured by a so-called TMCP method using quenching and tempering treatment or controlled rolling / controlled cooling. However, the quenching and tempering treatment requires time and labor and is expensive to manufacture. Moreover, when increasing the strength of a steel material using the TMCP method, it is necessary to add a large amount of alloy elements to the steel material, which raises costs due to the addition of alloy elements and deteriorates the weld heat-affected zone toughness. .
[0003]
In order to compensate for the shortcomings of quenching and tempering, direct quenching technology is known in which quenching is performed as it is after rolling. However, the manufacturing cost is not improved (for example, see Patent Document 1 and Patent Document 2).
[0004]
On the other hand, a technique is known in which rolling to quenching and tempering are performed on the same line, and rapid heating and tempering without a holding time are performed (see, for example, Patent Document 3 and Patent Document 4). Since all the processes are performed on the same line, the manufacturing time is shortened, so that the manufacturing efficiency and the manufacturing cost are greatly improved. In addition, the steel produced by this technique is rapidly tempered and then rapidly heated and tempered to cause supersaturated carbon to precipitate as fine cementite and further tempered without holding time. Since cementite does not become coarse due to the treatment, it has excellent strength and toughness.
[0005]
[Patent Document 1]
Japanese Examined Patent Publication No. 53-6616 [0006]
[Patent Document 2]
Japanese Examined Patent Publication No. 58-3011 [0007]
[Patent Document 3]
Japanese Patent No. 3015923 [0008]
[Patent Document 4]
Japanese Patent No. 3015924 [0009]
[Problems to be solved by the invention]
However, the techniques described in Patent Document 3 and Patent Document 4 can greatly improve the production efficiency and the production cost. However, in order to obtain high-strength steel, as shown in the examples, the carbon content of the steel material In addition to increasing the material cost, it is necessary to increase the amount of other alloying elements, which causes not only an increase in material cost but also a deterioration in the toughness of the weld heat affected zone. As described above, it is difficult to produce a high-strength steel sheet having excellent weld heat affected zone toughness without adding a large amount of alloy elements.
[0010]
Therefore, an object of the present invention is to solve such problems of the prior art, and to produce a high-strength steel plate excellent in welding heat-affected zone toughness that can be produced at a low cost without adding a large amount of alloying elements, and a method for producing the same. It is to provide.
[0011]
[Means for Solving the Problems]
The features of the present invention for solving such problems are as follows.
(1) By mass%, C: 0.02% or more, less than 0.07%, Si: 0.01-0.5%, Mn: 0.5-2%, Mo: 0.05-0. 5%, Ti: 0.005 to 0.04%, Al: 0.01 to 0.08%, with the balance being Fe and inevitable impurities , the total amount of C and Mo, Ti in atomic% The ratio C / (Mo + Ti) is 0.5 to 3, the Ceq represented by the formula (1) is 0.38 or less, and the metal structure has a total volume fraction of ferrite and bainite. Is a high-strength steel sheet excellent in weld heat-affected zone toughness, characterized in that a carbide having a particle size of less than 10 nm containing Ti and Mo is dispersed and precipitated.
Ceq = C + Mn / 6 + (Cu + Ni) / 15 + (Cr + Mo + V) / 5 (1)
However, the element symbol of the formula (1) indicates mass% of each contained element.
(2) Further, by mass%, Nb: 0.005 to 0.07% and / or V: 0.005 to 0.1%, C amount in atomic% and Mo, Ti, Nb, C / (Mo + Ti + Nb + V), which is the ratio of the total amount of V, is 0.5 to 3, and a carbide containing Ti, Mo, N, and / or V having a particle size of less than 10 nm is dispersed and precipitated. A high-strength steel sheet having excellent weld heat-affected zone toughness as described in (1).
(3) Furthermore, by mass%, Cu: 0.5% or less, Ni: 0.5% or less, Cr: 0.5% or less, B: 0.005% or less A high-strength steel sheet having excellent weld heat-affected zone toughness according to (1) or (2), characterized by containing at least a seed.
(4) After heating the steel having the component composition according to any one of (1) to (3) to a temperature of 1000 to 1300 ° C. and hot rolling at a rolling finish temperature not lower than Ar ₃ temperature, 5 Accelerated cooling to 300 to 600 ° C. at a cooling rate of at least ° C./s, and then immediately reheating to 550 to 700 ° C. at a temperature rising rate of at least 0.5 ° C./s. A method for producing a high-strength steel sheet with excellent toughness.
[0012]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
For the purpose of improving the weld heat-affected zone toughness of high-strength steel sheets, the present inventors diligently studied the steel sheet manufacturing method, and in the manufacturing process of accelerated cooling after controlled rolling and subsequent reheating, reheating was performed during bainite transformation. In addition to strengthening due to bainite transformation during accelerated cooling, precipitation strengthening due to fine precipitates precipitated during ferrite transformation from untransformed austenite during reheating increases the strength even in low-component steels with fewer alloying elements. The knowledge that strengthening becomes possible was obtained. Then, by using steel containing Mo and Ti, a dispersion precipitate of a composite carbide of very fine Mo and Ti is obtained. Even when Nb and V are added in combination, Ti, Mo and Nb and The inventors have found that the ferrite phase can be strengthened by dispersing and precipitating a precipitate containing V.
[0013]
The present invention has a two-phase structure composed of a bainite phase generated by accelerated cooling after rolling and a ferrite phase in which precipitates containing Ti and Mo generated by subsequent reheating are dispersed and precipitated. It relates to high-strength steel sheets and their manufacturing methods. In order to make the best use of precipitation strengthening in addition to transformation strengthening, it is not necessary to add a large amount of alloying elements, and high strength can be achieved without impairing the toughness of the heat affected zone. It can be done.
[0014]
Hereinafter, the high-strength steel sheet of the present invention will be described in detail. First, the structure of the high-strength steel sheet of the present invention will be described.
[0015]
The metal structure of the steel sheet of the present invention is substantially a two-phase structure of ferrite and bainite. In the present invention, a combination of transformation strengthening by bainite transformation during accelerated cooling and precipitation strengthening by fine precipitates reheated after accelerated cooling and precipitating in ferrite can be used to add a large amount of alloying elements. The strength can be increased. The ferrite phase is rich in ductility and is generally soft, but in the present invention, high strength can be achieved by the fine precipitates described below. On the other hand, when a large amount of the alloy element is not added, the strength is insufficient only with the bainite single-phase structure obtained by accelerated cooling, but the two-phase structure with the precipitation strengthened ferrite phase has sufficient strength. It will be a thing. When two or more different metal structures such as martensite and pearlite are mixed in the two-phase structure of ferrite and bainite, the strength decreases, so the smaller the fraction of the structure other than the ferrite and bainite phases. good. However, if the volume fraction of the structure other than the ferrite phase and the bainite phase is low, the influence can be ignored. Therefore, other metal structures of 5% or less in total volume fraction, that is, one type of martensite, pearlite, etc. You may contain 2 or more types. Further, it is desirable that the ferrite fraction is 5% or more from the viewpoint of securing strength, and the bainite fraction is 10% or more from the viewpoint of securing toughness of the base material.
[0016]
Next, the precipitate that is dispersed and precipitated in the ferrite phase will be described. In the steel sheet of the present invention, precipitation strengthening by precipitates containing Mo and Ti in the ferrite phase as a basis is utilized. Mo and Ti are elements that form carbides in steel, and it has been conventionally practiced to strengthen steel by precipitation of MoC and TiC. However, in the present invention, Mo and Ti are added together to form Mo and Ti. It is a feature that a greater strength improvement effect can be obtained by finely depositing a composite carbide containing the above in steel as compared with the case of precipitation strengthening of MoC or TiC. This unprecedented strength improvement effect is due to the fact that a composite carbide containing Mo and Ti as a basis is stable and has a slow growth rate, so that an extremely fine precipitate having a particle size of less than 10 nm can be obtained. .
[0017]
When the composite carbide containing Mo and Ti as a base is composed of only Mo, Ti, and C, the total of Mo and Ti and C are combined in an atomic ratio of about 1: 1. Yes, it is very effective for increasing strength. In the present invention, it has also been found that by adding Nb and / or V in combination, the precipitate becomes a composite carbide containing Mo, Ti and Nb and / or V, and the same precipitation strengthening can be obtained. By replacing a part of Ti with Nb and / or V, it is possible to further improve the toughness of the weld heat affected zone without impairing the effect of increasing the strength. In this case, fine carbides mainly precipitate in the ferrite phase, but also precipitate from the bainite phase depending on chemical components and production conditions. If fine carbides are precipitated from the bainite phase, the steel sheet can be further strengthened.
[0018]
The number of precipitates of less than 10 nm is preferably 2 × 10 ³ / μm ³ or more in order to obtain a high-strength steel sheet having a yield strength of 448 MPa or more, for example. The form of precipitation may be random or in line and is not particularly defined. Moreover, when it contains precipitates other than the composite carbide mainly composed of Mo and Ti, it does not impair the effect of increasing the strength by the composite carbide of Mo and Ti and does not deteriorate the toughness, but the precipitation is less than 10 nm. The number of objects is preferably 95% or more of the total number of precipitates excluding TiN.
[0019]
In the present invention, the composite carbide mainly composed of Mo and Ti, which is a precipitate that is dispersed and precipitated in the steel sheet, is dispersed by manufacturing the steel sheet using the manufacturing method of the present invention to the steel having the components described below. Can be obtained.
[0020]
Next, chemical components of the high-strength steel sheet of the present invention will be described. In the following description, all units represented by% are mass%.
[0021]
C: Not less than 0.02% and less than 0.07%. C is an element that contributes to precipitation strengthening as a carbide, but if it is less than 0.02%, sufficient strength cannot be secured, and if it is 0.07% or more, the toughness is deteriorated, so the C content is 0.02% or more, It is specified to be less than 0.07%.
[0022]
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%.
[0023]
Mn: 0.5 to 2%. Mn is added for strength and toughness, but if it is less than 0.5%, the effect is not sufficient, and if it exceeds 2%, the weldability deteriorates, so the Mn content is specified to be 0.5 to 2%. Preferably, it is 0.5 to 1.5%.
[0024]
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. Preferably, the content is 0.01 to 0.08%.
[0025]
Mo: 0.05 to 0.5%. Mo is an important element in the present invention, and by containing 0.05% or more, fine composite precipitates with Ti are formed while suppressing pearlite transformation during cooling after hot rolling, thereby increasing strength. A big contribution. However, if it exceeds 0.5%, the weld heat-affected zone toughness is deteriorated, so the Mo content is specified to be 0.05 to 0.5%. Preferably, it is 0.05 to less than 0.3%.
[0026]
Ti: 0.005 to 0.04%. Ti, like Mo, is an important element in the present invention. Addition of 0.005% or more forms a composite precipitate with Mo, which greatly contributes to an increase in strength. However, since addition exceeding 0.04% causes deterioration of the weld heat affected zone toughness, the Ti content is specified to be 0.005 to 0.04%. Further, when the Ti content is less than 0.02%, the steel sheet exhibits better toughness. Therefore, when Nb and / or V is added, the Ti content is set to less than 0.005 to 0.02%. It is preferable.
[0027]
The high-strength steel sheet of the present invention can produce fine precipitates of composite carbide containing Ti and Mo by using the steel of the above components, but in order to make maximum use of precipitation strengthening, the carbide is formed. It is desirable to limit the proportion of element content as follows. That is, C / (Mo + Ti), which is the ratio of the amount of C in atomic% and the total amount of Mo and Ti, is preferably 0.5 to 3. The increase in strength according to the present invention is due to precipitates containing Ti and Mo. In order to effectively use the precipitation strengthening by this composite precipitate, the relationship between the amount of C and Mo and Ti which are carbide forming elements is important. By adding these elements in an appropriate balance, A thermally stable and very fine composite precipitate can be obtained. At this time, when the value of C / (Mo + Ti) represented by the atomic% content of each element is less than 0.5 or more than 3, the amount of any element is excessive, and the weld heat affected zone has an island shape. Since a hardened structure such as martensite is formed and the weld heat affected zone toughness is deteriorated, the value of C / (Mo + Ti) is preferably set to 0.5 to 3. However, each element symbol is the content of each element in atomic%. In addition, when content of the mass% is used, it is represented by (C / 12.01) / (Mo / 95.9 + Ti / 47.9). When the value of C / (Mo + Ti) is 0.7-2, a finer precipitate having a particle size of 5 nm or less is obtained, which is more preferable.
[0028]
In this invention, you may contain 1 type or 2 types of Nb and V in order to further improve the intensity | strength of a steel plate, and the weld heat affected zone toughness.
[0029]
Nb: 0.005 to 0.07%. Nb improves toughness by refining the structure, but forms a composite precipitate with Ti and Mo and contributes to an increase in strength. 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%.
[0030]
V: Set to 0.005 to 0.1%. V, like Nb, forms a composite precipitate with Ti and Mo and contributes to an increase in strength. 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%.
[0031]
When Nb and / or V are contained, C / (Mo + Ti + Nb + V), which is the ratio of the amount of C in atomic% and the total amount of Mo, Ti, Nb, and V, is preferably 0.5-3. . Strengthening according to the present invention depends on precipitates containing Ti and Mo, but when Nb and / or V are contained, they become composite precipitates (mainly carbides) containing them. At this time, when the value of C / (Mo + Ti + Nb + V) represented by the content of atomic% of each element is less than 0.5 or exceeds 3, the amount of any element is excessive, and the weld heat affected zone has an island shape. Since a hardened structure such as martensite is formed and the weld heat affected zone toughness is deteriorated, the value of C / (Mo + Ti + Nb + V) is preferably set to 0.5 to 3. However, each element symbol is the content of each element in atomic%. In addition, when content of the mass% is used, it is expressed by (C / 12.01) / (Mo / 95.9 + Ti / 47.9 + Nb / 92.91 + V / 50.94). More preferably, it is 0.7-2, and a finer precipitate having a particle size of 5 nm or less is obtained.
[0032]
In the present invention, for the purpose of further improving the strength toughness of the steel sheet, one or more of Cu, Ni, Cr and B shown below may be contained.
[0033]
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%.
[0034]
Ni: 0.5% or less. Ni is an element effective for improving toughness and increasing strength, but if added in a large amount, it is disadvantageous in terms of cost, and the weld heat affected zone toughness deteriorates, so when added, the upper limit is 0.5%. To do.
[0035]
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%.
[0036]
B: Set to 0.005% or less. B is an element that contributes to strength increase and HAZ toughness improvement, but if added over 0.005%, weldability deteriorates, so when added, the content is made 0.005% or less.
[0037]
Moreover, it is preferable to prescribe | regulate the upper limit of Ceq defined by the following (1) Formula from a viewpoint of weldability according to an intensity | strength level. When the yield strength is 448 MPa or more, Ceq is 0.32 or less, when the yield strength is 482 MPa or more, Ceq is 0.34 or less, and when the yield strength is 551 MPa or more, Ceq is 0.38 or less. By making it, good weldability can be secured.
Ceq = C + Mn / 6 + (Cu + Ni) / 15 + (Cr + Mo + V) / 5 (1)
However, the element symbol of the formula (1) indicates mass% of each contained element.
[0038]
In addition, about the steel material of this invention, there is no board thickness dependence of Ceq in the range of about 10 mm to 30 mm, and it can design with the same Ceq to about 30 mm.
[0039]
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.
[0040]
Next, the manufacturing method of the high strength steel plate of this invention is demonstrated.
[0041]
The present invention uses a combination of transformation strengthening by bainite transformation during accelerated cooling and precipitation strengthening by fine carbides precipitated in ferrite during reheating after accelerated cooling, without adding a large amount of alloying elements. This is a technology that can increase strength. In the present invention, the ferrite transformation can be completed without maintaining the temperature during the subsequent reheating by supercooling to the bainite transformation region by accelerated cooling.
[0042]
FIG. 1 is a schematic view showing the tissue control method of the present invention. An austenite single phase 10 is converted to a mixed structure of untransformed austenite 11 and bainite 12 by accelerated cooling (C) from the austenite region (A) at an Ar ₃ temperature or higher to the bainite transformation region (B). By reheating (D) to the ferrite region (E) immediately after cooling, the austenite 11 is transformed into ferrite, and fine precipitates are dispersed and precipitated in the ferrite phase. 13 On the other hand, the bainite phase 12 is tempered to become tempered bainite 14. The tempered bainite 14 may be strengthened by precipitation by dispersing fine precipitates. Hereinafter, the tissue control method will be specifically described in detail.
[0043]
The high-strength steel sheet of the present invention uses steel having the above-described composition, and is hot-rolled at a heating temperature of 1000 to 1300 ° C. and a rolling end temperature of Ar ₃ temperature or higher, and then at a cooling rate of 5 ° C./s or higher. Accelerated cooling to 300 to 600 ° C., and then immediately reheating to a temperature of 550 to 700 ° C. at a temperature rising rate of 0.5 ° C./s or more, thereby converting the metal structure into a two-phase structure of ferrite and bainite. Fine composite carbides mainly composed of Mo and Ti can be dispersed and precipitated in the ferrite phase. Here, the temperature is the average temperature of the steel sheet. Hereinafter, each manufacturing condition will be described in detail.
[0044]
Heating temperature: 1000-1300 ° C. If the heating temperature is less than 1000 ° 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. Preferably, it is 1050-1250 degreeC.
[0045]
Rolling end temperature: Ar ₃ temperature or higher. Ar ₃ temperature means the ferrite transformation start temperature during cooling, and can be determined using the following equation (2). When the rolling end temperature is lower than the Ar ₃ temperature, the subsequent ferrite transformation rate decreases, so that sufficient precipitation of fine precipitates cannot be obtained during ferrite transformation by reheating, and the strength decreases. Ar ₃ temperature or higher.
Ar ₃ temperature (° C.) = 910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo (2)
However, the element symbol of the formula (2) indicates mass% of each contained element.
[0046]
Immediately after the end of rolling, it is cooled at a cooling rate of 5 ° C./s or more. If the cooling rate is less than 5 ° C./s, ferrite is generated during cooling, so that not only strengthening by bainite cannot be obtained, but also precipitates generated during ferrite transformation in a high temperature region of 700 ° C. or higher easily coarsen. A sufficient strength cannot be obtained. Therefore, the cooling rate after the end of rolling is specified to be 5 ° C./s or more. About the cooling method at this time, it is possible to use arbitrary cooling equipment by a manufacturing process.
[0047]
Cooling stop temperature: 300 to 600 ° C. After completion of rolling, the bainite phase is rapidly cooled to 300 to 600 ° C. by accelerating cooling to generate a bainite phase, and the cooling is stopped in the middle of the bainite transformation, whereby the untransformed austenite is subjected to subsequent reheating. It becomes possible to transform into ferrite. Furthermore, since the driving force is increased by the supercooling, the ferrite transformation in the reheating process is promoted, and the ferrite transformation can be completed by a short reheating. When the cooling stop temperature is less than 300 ° C., the bainite transformation is almost completed, so that not only a sufficient amount of ferrite can be obtained by the subsequent reheating, but also island-shaped martensite (MA) is generated, and thus the reheating is not performed. Precipitation of fine carbide becomes insufficient, and if it exceeds 600 ° C., the driving force for ferrite transformation is not sufficient, and ferrite transformation does not complete during reheating, so that precipitation of fine carbide is insufficient. Since the strength cannot be obtained, the accelerated cooling stop temperature is set to 300 to 600 ° C. In order to reliably suppress the production of MA, it is preferable to set the cooling stop temperature to 400 ° C. or higher.
[0048]
Immediately after accelerated cooling, reheating is performed to a temperature of 550 to 700 ° C. at a heating rate of 0.5 ° C./s or more. This process is an important manufacturing condition in the present invention. Fine precipitates that contribute to strengthening of the ferrite phase are deposited simultaneously with the ferrite transformation during reheating. In order to obtain such fine precipitates, it is necessary to reheat to a temperature range of 550 to 700 ° C. immediately after accelerated cooling. In reheating, it is desirable to raise the temperature by at least 50 ° C. from the temperature after cooling. When the heating rate is less than 0.5 ° C./s, it takes a long time to reach the target reheating temperature, so that the production efficiency is deteriorated and pearlite transformation occurs, so that the fine precipitates cannot be dispersed and precipitated. A sufficient strength cannot be obtained. If the reheating temperature is less than 550 ° C., the ferrite transformation does not proceed and bainite transformation occurs, so that sufficient precipitation strengthening cannot be achieved, and if it exceeds 700 ° C., the precipitate becomes coarse and sufficient strength cannot be obtained. The temperature range of heating is specified at 550 to 700 ° C. There is no need to set the temperature holding time at the reheating temperature. If the production method of the present invention is used, even if it is cooled immediately after reheating, the ferrite transformation proceeds sufficiently, so that high strength due to fine precipitation can be obtained. However, temperature retention within 30 minutes can be performed in order to reliably complete the ferrite transformation. If the temperature is maintained for more than 30 minutes, the precipitates may become coarse and the strength may be reduced. Also, since the ferrite transformation proceeds in the cooling process after reheating, the cooling rate after reheating is basically air cooling. However, cooling can also be performed at a rapid cooling rate that does not inhibit the ferrite transformation.
[0049]
FIG. 2 is a photograph of a steel sheet (0.05C-0.25Si-1.2Mn-0.1Mo-0.01Ti) of the present invention produced using the above-described production method, observed with a transmission electron microscope (TEM). Indicates. According to FIG. 2, it can be confirmed that very fine precipitates are deposited in a row, but this is due to transformation precipitation that causes precipitation at the austenite / ferrite interface during ferrite transformation. Extremely high precipitation strengthening is obtained. The precipitate is a carbide containing Mo and Ti, and this was confirmed by analysis using energy dispersive X-ray spectroscopy (EDX) or the like.
[0050]
As equipment for performing reheating after accelerated cooling, a heating device can be installed on the downstream side of the cooling equipment for performing accelerated cooling. As the heating device, it is preferable to use a gas combustion furnace or induction heating device capable of rapid heating of the steel sheet. The induction heating device is particularly preferable because temperature control is easier than in a soaking furnace, the cost is relatively low, and the cooled steel sheet can be heated quickly. In addition, by arranging a plurality of induction heating devices in series, even if the line speed and the type and size of the steel sheet are different, the number of induction heating devices to be energized and the supply power can be set by arbitrarily setting them. It is possible to freely control the temperature rate and the reheating temperature.
[0051]
Moreover, an example of the installation for implementing the manufacturing method of this invention is shown in FIG. As shown in FIG. 3, a hot rolling mill 3, an acceleration cooling device 4, an inline induction heating device 5, and a hot leveler 6 are arranged in the rolling line 1 from the upstream side toward the downstream side. By installing the in-line type induction heating device 5 or other heat treatment device on the same line as the hot rolling mill 3 as a rolling facility and the accelerated cooling device 4 as a subsequent cooling facility, the rolling and cooling can be quickly performed. Since a reheating process can be performed, it can heat without reducing the steel plate temperature after rolling cooling too much.
[0052]
【Example】
Steels (steel types A to R) having chemical components shown in Table 1 were made into slabs by a continuous casting method, and thick steel plates (Nos. 1 to 32) having a plate thickness of 18 and 26 mm were produced using the slabs.
[0053]
[Table 1]

[0054]
After the heated slab was rolled by hot rolling, it was immediately cooled using a water-cooled accelerated cooling facility and reheated using an induction heating furnace or a gas combustion furnace. The induction furnace was installed on the same line as the accelerated cooling equipment. Table 2 shows the production conditions of each steel plate (No. 1 to 32).
[0055]
The microstructure of the steel sheet produced as described above was observed with an optical microscope and a transmission electron microscope (TEM). The components of the precipitate were analyzed by energy dispersive X-ray spectroscopy (EDX). Moreover, the tensile property of each steel plate was measured. The measurement results are also shown in Table 2. Tensile properties were measured by performing a tensile test using a full thickness test piece in the vertical direction of rolling as a tensile test piece and measuring the tensile strength. The tensile strength of 580 MPa or more was determined as the strength 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.
[0056]
[Table 2]

[0057]
In Table 2, all of Nos. 1 to 18 as examples of the present invention have chemical components and production methods within the scope of the present invention, high strength of tensile strength of 580 MPa or more, and good weld heat affected zone toughness. In addition, the structure of the steel sheet is substantially a ferrite + bainite two-phase structure, and a fine carbide having a particle diameter of less than 10 nm containing Ti and Mo and, for some steel sheets, further containing Nb and / or V. Precipitates were dispersed and precipitated.
[0058]
In Nos. 19 to 25, the chemical components are within the scope of the present invention, but the manufacturing method is outside the scope of the present invention, and therefore, the structure does not become a ferrite + bainite two-phase structure or fine carbides are not dispersed and precipitated. In some cases, the strength was insufficient. Nos. 26 to 32 had chemical components outside the scope of the present invention, so that sufficient strength was not obtained or the weld heat affected zone toughness was inferior.
[0059]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, a high-strength steel plate excellent in weld heat affected zone toughness can be produced at low cost without adding a large amount of alloy elements. For this reason, steel sheets used for welding structures such as architecture, marine structures, shipbuilding, civil engineering, construction machinery, line pipes can be manufactured stably in large quantities at low cost, and productivity and economy are significantly increased. Can do.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a schematic diagram showing a tissue control method of the present invention.
FIG. 2 is a photograph of a steel sheet of the present invention observed with a transmission electron microscope (TEM).
FIG. 3 is a schematic view showing an example of a production line for carrying out the production method of the present invention.
[Explanation of symbols]
1: rolling line,
2: Steel plate,
3: Hot rolling mill,
4: Accelerated cooling device,
5: Inline type induction heating device,
6: Hot leveler,
10: austenite single phase,
11: Untransformed austenite,
12: Bainite,
13: Ferrite phase strengthened by precipitation with fine precipitates,
14: Tempered and softened bainite phase,
A: austenite region,
B: Baynite region,
C: accelerated cooling,
D: Reheating,
E: Ferrite region

Claims

In mass%, C: 0.02% or more, less than 0.07%, Si: 0.01 to 0.5%, Mn: 0.5 to 2.0%, Mo: 0.05 to 0.5% , Ti: 0.005 to 0.04%, Al: 0.08% or less, with the balance being Fe and inevitable impurities , C being the ratio of the amount of C in atomic% and the total amount of Mo and Ti / (Mo + Ti) is 0.5 to 3, Ceq represented by the formula (1) is 0.38 or less, and the total volume fraction of ferrite and bainite is 95% or more . A high-strength steel sheet excellent in welding heat-affected zone toughness, characterized in that carbides containing Ti and Mo having a particle size of less than 10 nm are dispersed and precipitated.
Ceq = C + Mn / 6 + (Cu + Ni) / 15 + (Cr + Mo + V) / 5 (1)
However, the element symbol of the formula (1) indicates mass% of each contained element.

Further, in mass%, Nb: 0.005 to 0.07% and / or V: 0.005 to 0.1%, C amount in atomic% and total amount of Mo, Ti, Nb, V The ratio of C / (Mo + Ti + Nb + V) is 0.5 to 3, and carbides having a particle size of less than 10 nm containing Ti, Mo, Nb and / or V are dispersed and precipitated. Item 2. A high-strength steel sheet excellent in weld heat-affected zone toughness according to item 1.

Furthermore, by mass%, Cu: 0.5% or less, Ni: 0.5% or less, Cr: 0.5% or less, B: 0.005% or less selected from one or more The high-strength steel sheet excellent in weld heat affected zone toughness according to claim 1 or 2.

The steel having the component composition according to any one of claims 1 to 3 is heated to a temperature of 1000 to 1300 ° C and hot-rolled at a rolling end temperature of Ar ₃ temperature or higher, and then 5 ° C / s or higher. It is excellent in welding heat affected zone toughness, characterized in that accelerated cooling to 300 to 600 ° C. is performed at a cooling rate of 5 ° C., and then reheating is performed immediately to 550 to 700 ° C. at a temperature rising rate of 0.5 ° C./s or more. A method for producing high strength steel sheets.