JP4951938B2 - Manufacturing method of high toughness high tensile steel sheet - Google Patents
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Description
本発明は、海洋構造物、タンク、圧力容器、ペンストック、橋梁などの溶接構造物用として好適な高張力鋼板の製造方法に係り、とくに引張強さが780MPa以上で靭性に優れた高靭性高張力鋼板の製造方法に関する。 The present invention relates to a method for producing a high-strength steel sheet suitable for use in welded structures such as offshore structures, tanks, pressure vessels, penstocks, bridges, and the like. The present invention relates to a method for manufacturing a tension steel sheet.
近年、溶接構造物の大型化に伴い、使用される鋼板には高強度化が要求され、特に、海洋構造物、タンク、圧力容器、ペンストック、橋梁などの溶接構造物には、780MPa級あるいは950MPa級の引張強さを有する高張力鋼板が使用されている。通常、780MPa級以上の高張力鋼板では、Ni、Cr、Moなどの焼入性を高める元素を多量に添加し、焼入れ（直接焼入れを含む）処理によりマルテンサイト相を主体とする組織としたのち、さらに焼戻処理を施すことにより、強度・靭性バランスを適正化した鋼板としている。一般に、焼入れままのマルテンサイト組織は、高強度であるが脆いため、焼戻処理が必須となっている。 In recent years, with the increase in the size of welded structures, the steel plates used have been required to have higher strength, and in particular for welded structures such as offshore structures, tanks, pressure vessels, penstocks, bridges, etc. A high-tensile steel sheet having a tensile strength of 950 MPa is used. Usually, high strength steel sheets of 780MPa class or higher have a structure mainly composed of martensite phase by adding a large amount of elements that enhance hardenability such as Ni, Cr, Mo, etc. and quenching (including direct quenching). Furthermore, the steel sheet is made to have an appropriate balance between strength and toughness by further tempering. In general, an as-quenched martensite structure has high strength but is brittle, and therefore tempering is essential.
しかし、このような鋼板の高強度化に伴い、溶接性や靭性が低下する傾向にあることから、溶接構造物の信頼性、安全性の観点から、溶接性の向上や溶接継手部の靭性向上は勿論のこと、母材靭性に対しても更なる向上が要求されている。
このような要求に対し、例えば、特許文献１には、Ｃ、Si、Mn、Nb、Ti、Cu、Ni、Al、Ｎを適正量に調整した鋼を、加熱したのち、900℃以下の温度で累積圧下率50％以上の圧下を加え、900℃〜Ａr３変態点の温度で圧延を完了し、直ちに580〜300℃の温度まで加速冷却し、冷却後該温度域で等温保持、または該温度域で0.5℃／ｓ以下の冷却速度で冷却し、ついでＡc３変態点〜（Ａc３変態点＋100℃）の温度域に再加熱したのち焼入れし、その後焼戻す、780MPa級高張力鋼の製造方法が提案されている。しかし、特許文献1に記載された技術では、900℃以下の温度で累積圧下率50％以上という通常より低い温度で負荷の大きい圧延が必要であるとともに、これら一連の複雑な処理を必要とするため、生産能率が低下するとともに製造コストが増大するという問題があった。
However, as the strength of steel sheets increases, weldability and toughness tend to decrease. From the viewpoint of the reliability and safety of welded structures, the weldability is improved and the toughness of welded joints is improved. Needless to say, further improvement in the base material toughness is also required.
In response to such a request, for example, Patent Document 1 discloses that a steel having C, Si, Mn, Nb, Ti, Cu, Ni, Al, and N adjusted to an appropriate amount is heated to a temperature of 900 ° C. or lower. At a temperature of 900 ° C. to Ar 3 transformation point and complete accelerated rolling immediately to a temperature of 580 to 300 ° C., and after cooling, keep isothermal in the temperature range, or 780MPa class high strength steel that is cooled at a cooling rate of 0.5 ° C / s or less in the temperature range, then reheated to the temperature range of Ac 3 transformation point to (Ac 3 transformation point + 100 ° C), and then tempered. Manufacturing methods have been proposed. However, the technique described in Patent Document 1 requires rolling with a large load at a temperature lower than usual at a temperature of 900 ° C. or lower and a cumulative reduction ratio of 50% or higher, and requires a series of complicated treatments. For this reason, there is a problem that the production efficiency is lowered while the production efficiency is lowered.
また、特許文献２には、Ｃ、Si、Mn、Cu、Ni、Mo、Ｎ、Nb、Ti、Ｂ、Al、Ｎを適正量に調整した鋼片の熱間圧延において、一次圧延後、表面温度が350℃以上Ａr３変態点−25℃以下の温度まで水冷したのち、冷却を中断し、Ａc１変態点とＡc３変態点の中間温度以上に復熱する過程で、表層部がオーステナイト（γ）未再結晶温度域に、中心部がγ再結晶温度域にある状態で、累積圧下率50％以上の圧延を行い、復熱後焼入れ,焼戻する、亀裂伝播停止特性に優れた高張力鋼板の製造方法が提案されている。しかし、特許文献２に記載された技術でも、圧延負荷と一連の処理の複雑さにより、生産能率の著しい低下を招くおそれがあり、実操業プロセスに適用するにはさらに解決しなければならない多くの問題を残している。
In
また、特許文献３には、Ｃ、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、Ｂを適正量に調整し、さらに含有合金元素量に関係し、冷却後の組織を表現するパラメータＨを適正範囲とした鋼材に、所定温度域に加熱し、800℃以下歪回復温度以上の温度で圧下率30％以上の熱間圧延を施し、500℃以下の温度域に急冷する溶接性と表層部靭性に優れた高張力鋼板の製造方法が提案されている。この方法によれば、溶接性および、表層部を含めて、厚肉鋼板の靭性を向上させることができるとしている。しかし、特許文献３に記載された方法では、オースフォーミング効果を十分に確保するため、800℃以下の極端に低い温度での圧延を必須としており、やはり、圧延負荷が増大するとともに、生産能率が大幅に低下するという問題があった。 In Patent Document 3, C, Si, Mn, Ni, Cr, Mo, and B are adjusted to appropriate amounts, and the parameter H that expresses the structure after cooling is related to the amount of alloying elements contained in the appropriate range. The welded steel is heated to a specified temperature range, hot-rolled at a reduction rate of 30% or higher at a temperature of 800 ° C or lower and a strain recovery temperature or higher, and rapidly cooled to a temperature range of 500 ° C or lower. A method for manufacturing a high-strength steel sheet has been proposed. According to this method, the weldability and the toughness of the thick steel plate including the surface layer portion can be improved. However, the method described in Patent Document 3 requires rolling at an extremely low temperature of 800 ° C. or lower in order to sufficiently secure the ausforming effect, and also increases the rolling load and increases the production efficiency. There was a problem of a significant drop.
また、特許文献４には、Ｃ、Si、Mn、Alを適正量含む鋼片に、熱間圧延を施したのち、Ａr３変態点以上の温度域から350〜500℃の温度域まで急冷し、さらに200℃以下の温度域まで空冷あるいは徐冷し、しかるのちに焼戻処理する、引張強さが78kgf/mm２（765MPa）以上で降伏比85％以下の低降伏比高張力鋼板の製造方法が提案されている。しかし、特許文献４に記載された方法は、200℃以下の温度域まで空冷または徐冷するのに時間を要するとともに、これら一連の複雑な処理を必要とするため、生産能率が低下するうえ、特許文献４に記載された技術で製造された鋼板は、実施例から判断して通常の焼入れ焼戻処理による鋼板に比べて、靭性が向上しないという問題があった。
一般に、下部ベイナイト組織を有する鋼板はマルテンサイト組織の鋼板に比べて、強度・靭性バランスが優れていることが知られており、従来の焼入れ処理においても、冷却速度を制御することによって下部ベイナイト組織を得ることができるが、下部ベイナイト組織を得るための適正な冷却速度範囲は非常に狭い。このため、鋼板の部位によって冷却速度に僅かなばらつきがあると、冷却速度が速い部分ではマルテンサイトが、遅い部分では上部ベイナイトや島状マルテンサイトが生成する場合があり、従来の技術によって、靭性の向上と高い生産能率を両立させて、安定した強度、靭性を有する下部ベイナイト組織を得るには、多くの困難な問題が残されていた。 In general, steel sheets having a lower bainite structure are known to have a better balance of strength and toughness than steel sheets having a martensite structure, and the lower bainite structure can be controlled by controlling the cooling rate even in conventional quenching processes. However, the proper cooling rate range for obtaining the lower bainite structure is very narrow. For this reason, if there is a slight variation in the cooling rate depending on the part of the steel sheet, martensite may be generated in the part where the cooling rate is fast, and upper bainite and island martensite may be generated in the slow part. Many problems remain to be solved in order to obtain a lower bainite structure having stable strength and toughness while achieving both improvement of the above and high production efficiency.
本発明は、上記した従来技術の問題点を有利に解決し、従来の焼入れ焼戻し処理により製造された鋼板に比べて、板厚方向のいずれの位置においても優れた靭性と、780MPa以上の引張強さとを有する高靭性高張力鋼板を、安価にしかも高い生産能率で製造できる、高靭性高張力鋼板の製造方法を提供することを目的とする。なお、本発明の「高張力鋼板」は、板厚：15〜70mm程度の厚鋼板を対象とする。また、本発明でいう「高靭性」とは、JIS Z 2242−2005の規定に準拠して決定された破面遷移温度vTrsが−70℃以下である場合をいうものとする。 The present invention advantageously solves the above-mentioned problems of the prior art, and has excellent toughness and tensile strength of 780 MPa or more at any position in the plate thickness direction as compared with a steel plate produced by conventional quenching and tempering treatment. An object of the present invention is to provide a method for producing a high-toughness high-tensile steel plate, which can produce a high-toughness high-tensile steel plate having a low cost and high production efficiency. The “high-tensile steel plate” of the present invention is intended for a thick steel plate having a thickness of about 15 to 70 mm. Further, “high toughness” as used in the present invention refers to a case where the fracture surface transition temperature vTrs determined in accordance with the provisions of JIS Z 2242-2005 is −70 ° C. or lower.
発明者らは、上記した課題を解決するために、780MPa級以上の高張力鋼板の靭性向上に及ぼす各種要因について鋭意研究した。その結果、熱間圧延後の直接焼入れの冷却に際し、中央部を低温まで冷却することなく所定温度範囲内の温度とし、しかも冷却停止後直ちに、鋼板中央部をゆっくりした加熱速度で、所定の温度まで再加熱することにより、とくに中央部が優れた靭性となるとともに、板厚方向のいずれの位置においても、優れた靭性を有する高靭性高張力鋼板とすることができることを知見した。また、同時に生産能率も顕著に上昇することを知見した。 In order to solve the above-mentioned problems, the inventors diligently studied various factors affecting the toughness improvement of a high-tensile steel plate of 780 MPa class or higher. As a result, at the time of cooling by direct quenching after hot rolling, the central part is set to a temperature within a predetermined temperature range without cooling to a low temperature, and immediately after cooling is stopped, the central part of the steel plate is heated at a predetermined temperature at a slow heating rate. It has been found that by reheating to a high toughness steel sheet having excellent toughness at any position in the sheet thickness direction, the center part has particularly excellent toughness. At the same time, it has been found that the production efficiency increases significantly.
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：0.05〜0.15％、Si：0.05〜0.50％、Mn：0.4〜2.0％、Cr：0.03〜1.0％、Mo：0.05〜0.80％、Al：0.005〜0.1％、Ｎ：0.007％以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼片に、1000〜1300℃の範囲の温度に加熱し、所望板厚の鋼板とする熱間圧延と、該熱間圧延後直ちに、該鋼板に該鋼板の平均温度でAr３変態点以上の温度から冷却を開始し、（Ｍs点＋40℃）〜（Ｍs点−100℃）の範囲の温度で冷却を停止する冷却処理と、該冷却を停止してから30ｓ未満以内に、該鋼板の平均温度で1℃/s以下の加熱速度で、該鋼板の表面の最高到達温度が400℃以上Ac１変態点以下の温度となるように再加熱する再加熱処理とを、順次施し、前記冷却処理における冷却を、前記鋼板の平均温度で、上部臨界冷却速度以上の冷却速度で行う処理とすることを特徴とする引張強さが780MPa以上の高靭性高張力鋼板の製造方法。
The present invention has been completed based on such findings and further studies. That is, the gist of the present invention is as follows.
(1) By mass%, C: 0.05 to 0.15%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.4 to 2.0%, Cr: 0.03 to 1.0%, Mo: 0.05 to 0.80%, Al: 0.005 to 0.1%, N : Hot rolled to a steel piece containing 0.007% or less and having a composition consisting of the balance Fe and inevitable impurities, heated to a temperature in the range of 1000 to 1300 ° C. to obtain a steel sheet having a desired plate thickness, Immediately after rolling, the steel sheet starts to be cooled at an average temperature of the steel sheet from a temperature equal to or higher than the Ar 3 transformation point, and is cooled at a temperature in the range of (Ms point + 40 ° C.) to (Ms point−100 ° C.). Within a period of less than 30 s after the treatment and the cooling are stopped, the average temperature of the steel sheet is the heating temperature of 1 ° C./s or less, and the maximum temperature of the surface of the steel plate is 400 ° C. or more and the Ac 1 transformation point or less and reheating to reheat so that, successively facilities, cooling in the cooling process, the average temperature of the steel sheet is performed by the upper critical cooling rate cooling rate higher than the processing A method for producing a high-toughness, high-tensile steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more.
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、次ａ群〜ｃ群
ａ群：Ni：0〜3.5％、Cu：0.1〜1.0％、Ｖ：0.005〜0.1％、Ｂ：0.0005〜0.003％のうちから選ばれた1種または2種以上、
ｂ群：Ti：0.005〜0.03％、Nb：0.005〜0.05％のうちから選ばれた1種または2種、
ｃ群：Ca：0.0005〜0.01％、
のうちから選ばれた１群または２群以上を含有する組成とすることを特徴とする高靭性高張力鋼板の製造方法。
(2) In (1), in addition to the set formed, by mass%, following a group ~c group a group: Ni: 0~3.5%, Cu: 0.1~1.0%, V: 0.005~0.1%, B: One or more selected from 0.0005 to 0.003%,
group b: Ti: 0.005 to 0.03%, Nb: one or two selected from 0.005 to 0.05%,
c group: Ca: 0.0005 to 0.01%,
A method for producing a high-toughness, high-tensile steel sheet, characterized in that the composition contains one group or two or more groups selected from the above.
本発明によれば、板厚方向のいずれの位置においても従来にくらべ優れた靭性と、780MPa以上の引張強さとを有する高靭性高張力鋼板を、安価にしかも高い生産能率で製造でき、産業上格段の効果を奏する。 According to the present invention, a high-toughness high-tensile steel sheet having excellent toughness and tensile strength of 780 MPa or more at any position in the sheet thickness direction can be manufactured at low cost and with high production efficiency. There is a remarkable effect.
本発明の高靭性高張力鋼板の製造方法では、所定の組成を有する溶鋼を公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法、造塊−分塊圧延等の公知の方法で鋼片（スラブ）とし、出発素材とする。まず、本発明で出発素材として使用する鋼片の組成限定理由について説明する。なお、以下、％は、とくに断わらない限り、質量％を表すものとする。
Ｃ：0.05〜0.15％
Ｃは、高張力鋼板としての母材強度確保に有効な元素であり、本発明では0.05％以上の含有を必要とする。Ｃ含有量が0.05％未満では、焼入れ性が低下し、強度確保のために、Cu、Ni、Cr、Moなどの焼入性向上元素の多量含有を必要とし、溶接性の低下を招くとともに、製造コストの高騰を招く。一方、0.15％を超える含有は、溶接性を著しく低下させることに加え、溶接継手部の靭性低下を招く。このため、Ｃは0.05〜0.15％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.08〜0.14％である。
In the method for producing a high toughness high strength steel sheet of the present invention, molten steel having a predetermined composition is melted by a known melting method, and a steel slab (slab slab) by a known method such as a continuous casting method or ingot-bundling rolling. ) And the starting material. First, the reason for limiting the composition of the steel slab used as a starting material in the present invention will be described. Hereinafter, “%” represents “% by mass” unless otherwise specified.
C: 0.05-0.15%
C is an element effective for ensuring the strength of the base material as a high-tensile steel plate, and in the present invention, it is necessary to contain 0.05% or more. If the C content is less than 0.05%, the hardenability is lowered, and in order to ensure strength, a large amount of a hardenability improving element such as Cu, Ni, Cr, Mo is required, resulting in a decrease in weldability. Incurs high manufacturing costs. On the other hand, if the content exceeds 0.15%, the weldability is remarkably lowered, and the toughness of the welded joint is lowered. For this reason, C was limited to the range of 0.05 to 0.15%. In addition, Preferably it is 0.08 to 0.14%.
Si：0.05〜0.50％
Siは、母材強度および溶接継手強度を確保する上で有効な元素であり、本発明では0.05％以上の含有を必要とする。しかし、0.50％を超える多量の含有は、溶接性の低下と溶接継手部の靭性低下を招く。このため、Siは0.05〜0.50％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.05〜0.40％である。
Si: 0.05-0.50%
Si is an element effective in securing the base metal strength and weld joint strength, and in the present invention, it needs to be contained in an amount of 0.05% or more. However, a large content exceeding 0.50% causes a decrease in weldability and a decrease in toughness of the welded joint. For this reason, Si was limited to the range of 0.05 to 0.50%. In addition, Preferably it is 0.05 to 0.40%.
Mn：0.4〜2.0％
Mnは、母材強度および溶接継手部強度を確保する上で有効な元素であり、本発明では0.4％以上の含有を必要とする。しかし、2.0％を超える多量の含有は、溶接性を低下させ、必要以上の焼入性向上をもたらし、母材靭性および溶接熱影響部の靭性を低下させる。このため、Mnは、0.4〜2.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.5〜1.7％である。
Mn: 0.4-2.0%
Mn is an element effective in securing the base metal strength and weld joint strength, and in the present invention, it needs to contain 0.4% or more. However, a large content exceeding 2.0% reduces weldability, brings about an increase in hardenability more than necessary, and lowers the base metal toughness and the toughness of the heat affected zone. For this reason, Mn was limited to the range of 0.4 to 2.0%. In addition, Preferably it is 0.5 to 1.7%.
Cr：0.03〜1.0％
Crは、焼入性を高め、鋼板の強度確保のために有効な元素であり、本発明では0.03％以上の含有を必要とする。一方、1.0％を超える過剰な含有は溶接熱影響部を硬化させ、溶接性および溶接熱影響部の靭性を低下させる。このため、Crは0.03〜1.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.1〜0.7％である。
Cr: 0.03-1.0%
Cr is an element effective for enhancing the hardenability and ensuring the strength of the steel sheet, and in the present invention, it is necessary to contain 0.03% or more. On the other hand, an excessive content exceeding 1.0% hardens the weld heat affected zone and lowers the weldability and the toughness of the weld heat affected zone. For this reason, Cr was limited to the range of 0.03-1.0%. In addition, Preferably it is 0.1 to 0.7%.
Mo：0.05〜0.80％
Moは、焼入性を向上させ、さらに析出物を形成して鋼板の強度確保に有効な元素であり、本発明では0.05％以上の含有を必要とする。しかし、0.80％を超える多量の含有は、溶接性を低下させ、必要以上に焼入性を向上させる。このため、Moは0.05〜0.80％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.05〜0.75％である。
Mo: 0.05-0.80%
Mo is an element that improves hardenability and further forms precipitates to ensure the strength of the steel sheet. In the present invention, it is necessary to contain 0.05% or more. However, a large content exceeding 0.80% reduces weldability and improves hardenability more than necessary. For this reason, Mo was limited to the range of 0.05 to 0.80%. In addition, Preferably it is 0.05 to 0.75%.
Al：0.005〜0.1％
Alは、鋼の脱酸剤として作用するとともに、Ｎと結合し結晶粒を微細化し、母材靭性の向上に寄与する元素であり、脱酸剤としては0.005％以上の含有で効果が認められるが、結晶粒微細化のためには0.010％程度以上の含有を必要とする。しかし、0.1％を超える含有は、母材靭性を低下させる。このため、Alは0.005〜0.1％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.010〜0.06％である。
Al: 0.005-0.1%
Al is an element that acts as a deoxidizer for steel and combines with N to refine crystal grains and contribute to the improvement of the toughness of the base metal. As a deoxidizer, an effect of 0.005% or more is recognized. However, the content of about 0.010% or more is required for grain refinement. However, the content exceeding 0.1% decreases the base material toughness. For this reason, Al was limited to the range of 0.005 to 0.1%. In addition, Preferably it is 0.010 to 0.06%.
Ｎ： 0.007％以下
Ｎは、不可避的に混合するが、Alと反応して析出物（AlN）を形成し、結晶粒を微細化し、母材靭性を向上させる。また、Ｎは、他の合金元素と結合して、析出物（窒化物、炭窒化物）を形成し、鋼板強度向上に寄与するため、このような目的で添加するようにしてもよい。一方、0.007％を超える含有は、むしろ母材靭性および溶接熱影響部の靭性を低下させる。このため、Ｎは0.007％以下に限定した。
N: 0.007% or less N is inevitably mixed, but reacts with Al to form precipitates (AlN), refines crystal grains, and improves the base material toughness. Further, N combines with other alloy elements to form precipitates (nitrides, carbonitrides) and contributes to improving the strength of the steel sheet. Therefore, N may be added for this purpose. On the other hand, a content exceeding 0.007% rather lowers the toughness of the base metal and the weld heat affected zone. For this reason, N was limited to 0.007% or less.
上記した成分を基本成分とし、さらに必要に応じて、下記ａ群〜ｃ群から選ばれた１群または２群以上を選択して含有してもよい。
ａ群：Ni：0〜3.5%、Cu：0.1〜1.0％、Ｖ：0.005〜0.1％、Ｂ：0.0005〜0.003％のうちから選ばれた1種または2種以上
ａ群のNi、Cu、Ｖ、Ｂはいずれも、鋼板の母材強度を向上させる元素であり、選択して含有できる。
The above-mentioned components may be used as basic components, and if necessary, one or more groups selected from the following groups a to c may be selected and contained.
Group a: Ni: 0 to 3.5%, Cu: 0.1 to 1.0%, V: 0.005 to 0.1%, B: 0.0005 to 0.003% One or more selected from Group a Ni, Cu, V in Group a , B are elements that improve the strength of the base material of the steel sheet, and can be selected and contained.
Niは、溶接性を害することなく鋼板の母材強度さらには母材靭性を向上させる元素であり、溶接部の破壊靭性などの要求がある場合に含有することが望ましい。このような効果を得るためには0.1％以上含有することが望ましいが、3.5％を超えて含有すると、溶接割れ感受性を増大させる恐れがある。このため、Niは、含有する場合には0.1〜3.5％の範囲とすることが好ましい。 Ni is an element that improves the base metal strength and further the base metal toughness of the steel sheet without impairing the weldability, and is desirably contained when there is a demand for the fracture toughness of the welded portion. In order to acquire such an effect, it is desirable to contain 0.1% or more, but if it exceeds 3.5%, there is a risk of increasing the weld crack sensitivity. For this reason, when Ni is contained, the content is preferably in the range of 0.1 to 3.5%.
Cuは、鋼中に固溶してあるいは析出物を形成して、鋼板の母材強度を向上させる元素である。このような効果は0.1％以上の含有で顕著となる。一方、1.0％を超える含有は、母材靭性および溶接熱影響部の靭性を低下させ、さらに熱間での延性を低下させる。このため、Cuは、含有する場合には0.1〜1.0％の範囲とすることが好ましい。
Ｖは、鋼板の母材強度を向上させる元素である。このような効果は0.005％以上の含有で顕著となる。一方、0.1％を超える含有は溶接性を低下させる。このため、Ｖは、含有する場合には0.005〜0.1％の範囲とすることが好ましい。
Cu is an element that improves the strength of the base metal of the steel sheet by forming a solid solution or forming a precipitate in the steel. Such an effect becomes remarkable when the content is 0.1% or more. On the other hand, if the content exceeds 1.0%, the base metal toughness and the toughness of the heat affected zone are lowered, and further, the hot ductility is lowered. For this reason, when Cu is contained, the content is preferably set in the range of 0.1 to 1.0%.
V is an element that improves the strength of the base material of the steel sheet. Such an effect becomes remarkable when the content is 0.005% or more. On the other hand, the content exceeding 0.1% lowers the weldability. For this reason, when V contains, it is preferable to set it as 0.005 to 0.1% of range.
Ｂは、焼入れ性の向上により鋼板の母材強度を向上させる元素であり、極く微量の含有で焼入れ性向上効果が得られる。一方、過剰に含有すると、Ｂ析出物（例えばBN）を形成し、逆に焼入れ性が低下し、却って鋼板の母材強度が低下する。また、Ｂの過剰含有は、溶接熱影響部を著しく硬化させる。このようなことから、Ｂは含有する場合には0.0005〜0.0030％の範囲とすることが好ましい。 B is an element that improves the base metal strength of the steel sheet by improving the hardenability, and an effect of improving the hardenability can be obtained with a very small amount. On the other hand, if contained excessively, B precipitates (for example, BN) are formed, conversely, the hardenability is lowered, and on the contrary, the base material strength of the steel sheet is lowered. Moreover, excessive content of B significantly hardens the weld heat affected zone. Therefore, when B is contained, the content is preferably in the range of 0.0005 to 0.0030%.
ｂ群：Ti：0.005〜0.03％、Nb：0.005〜0.05％のうちから選ばれた1種または2種
ｂ群のTi、Nbはいずれも、組織微細化に寄与する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。
Tiは、析出物を形成し、組織を微細化させる元素であり、このような効果は0.005％以上の含有で顕著となるが、0.03％を超える含有は、鋼板の母材靭性を低下させる。このため、Tiは、含有する場合には0.005〜0.03％の範囲とすることが好ましい。
Group b: Ti: 0.005 to 0.03%, Nb: One or two selected from 0.005 to 0.05% Group B Ti and Nb are both elements contributing to the refinement of the structure. Can be selected and contained.
Ti is an element that forms precipitates and refines the structure. Such an effect becomes significant when the content is 0.005% or more, but the content exceeding 0.03% lowers the base metal toughness of the steel sheet. For this reason, when Ti is contained, the content is preferably 0.005 to 0.03%.
Nbは、圧延時にNb（C，N）として析出し、ピンニング効果により再結晶粒の粗大化を抑制し、組織の微細化に寄与する。また、Nbは、析出強化により母材強度も向上させる。このような効果は、0.005％以上の含有で認められるが、0.05％を超えて含有すると、溶接割れ感受性が高まるとともに、溶接熱影響部の靭性が低下する。このため、Nbは、含有する場合には0.005〜0.05％の範囲とすることが好ましい。 Nb precipitates as Nb (C, N) during rolling, and suppresses the coarsening of recrystallized grains due to the pinning effect, thereby contributing to the refinement of the structure. Nb also improves the strength of the base material by precipitation strengthening. Such an effect is recognized when the content is 0.005% or more. However, if the content exceeds 0.05%, the weld cracking sensitivity is increased and the toughness of the weld heat affected zone is decreased. For this reason, it is preferable to make Nb into the range of 0.005-0.05%, when containing.
ｃ群：Ca：0.0005〜0.01％
ｃ群のCaは、MnS等の、靭性に悪影響を及ぼす硫化物の形態を、圧延方向と垂直な方向の靭性向上に有利な球状に近い形態に制御する作用を有する元素であり、含有する場合には0.0005％以上とすることが好ましい。一方、0.01％を超える含有は、鋼の清浄性を低下させるとともに、内部欠陥発生の原因となる。このため、Caは、含有する場合には0.0005〜0.01％の範囲とすることが好ましい。
c group: Ca: 0.0005 to 0.01%
Group c Ca is an element having an action of controlling the form of sulfides that adversely affect toughness, such as MnS, into a nearly spherical form advantageous for improving the toughness in the direction perpendicular to the rolling direction. Is preferably 0.0005% or more. On the other hand, the content exceeding 0.01% decreases the cleanliness of the steel and causes internal defects. For this reason, when it contains Ca, it is preferable to set it as 0.0005 to 0.01% of range.
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｐ：0.030％以下、Ｓ：0.025％以下、などが許容できる。
Ｐは、母材靭性および溶接熱影響部の靭性を低下させるため、できるだけ低減することが望ましいが、0.02％までは許容できる。また、Ｓは、介在物となり、清浄度を低下するとともに靭性を低下させる有害な元素であり、できるだけ低減することが望ましいが、0.005％までは許容できる。0.005％を超えて過剰に含有すると、清浄度が低下するとともに、Ｓを無害化するために必要なCa量が増加する。
The balance other than the above components is Fe and inevitable impurities. Inevitable impurities include P: 0.030% or less, S: 0.025% or less, and the like.
P decreases the base material toughness and the toughness of the weld heat affected zone, so it is desirable to reduce it as much as possible, but it is acceptable up to 0.02%. Moreover, S becomes an inclusion and is a harmful element that lowers cleanliness and lowers toughness. It is desirable to reduce it as much as possible, but it is acceptable up to 0.005%. When it contains excessively exceeding 0.005%, cleanliness will fall and the amount of Ca required in order to detoxify S will increase.
本発明では、上記した組成の鋼片（スラブ）を、加熱し所望板厚の鋼板とする熱間圧延と、該熱間圧延後直ちに、該鋼板に冷却を行う冷却処理と、さらに該冷却処理に引き続き鋼板に再加熱を行う再加熱処理と、を順次施す。
熱間圧延
熱間圧延は、鋼片（スラブ）を1000〜1300℃の温度に加熱し、所望板厚の鋼板に圧延する処理とする。鋼片（スラブ）の加熱温度が、1000℃未満では、鋼中の成分を均一化し、Mo、V、Nbなどの析出強化元素を固溶させることが不十分となり、所望の強度、靭性が確保できない。一方、鋼片（スラブ）の加熱温度が、1300℃を超えて高温になると、結晶粒が粗大化し、母材の靭性低下を招くおそれがある。このため、鋼片（スラブ）の加熱温度は1000〜1300℃とするのが好ましい。なお、より好ましくは1200℃以下である。本発明では、加熱温度以外の熱間圧延の条件はとくに限定する必要はないが、母材靭性を向上させ、安定的に維持する観点から、1050℃以下の温度域で累積圧下率20％以上の圧延を行うのが好ましい。これにより、オーステナイト（γ）粒の再結晶が促進され、組織が細粒化し、母材靭性の向上および安定化が図れる。なお、同様の効果を得るために、各圧延パス毎の圧下率を5％以上、好ましくは10％以上としてもよい。
In the present invention, the steel slab (slab) having the above composition is heated to obtain a steel plate having a desired thickness, a cooling treatment for cooling the steel plate immediately after the hot rolling, and the cooling treatment. Subsequently, reheating treatment for reheating the steel sheet is sequentially performed.
Hot rolling Hot rolling is a process in which a steel slab (slab) is heated to a temperature of 1000 to 1300 ° C. and rolled into a steel plate having a desired thickness. If the heating temperature of the steel slab (slab) is less than 1000 ° C, it will not be possible to homogenize the components in the steel and make the precipitation strengthening elements such as Mo, V, Nb, etc. solid solution, ensuring the desired strength and toughness. Can not. On the other hand, when the heating temperature of the steel slab (slab) exceeds 1300 ° C., the crystal grains become coarse and the toughness of the base material may be reduced. For this reason, it is preferable that the heating temperature of a steel piece (slab) shall be 1000-1300 degreeC. In addition, More preferably, it is 1200 degrees C or less. In the present invention, the hot rolling conditions other than the heating temperature need not be particularly limited. From the viewpoint of improving the base material toughness and maintaining it stably, the cumulative rolling reduction is 20% or more in the temperature range of 1050 ° C. or lower. It is preferable to perform rolling. Thereby, recrystallization of austenite (γ) grains is promoted, the structure is refined, and the base material toughness can be improved and stabilized. In order to obtain the same effect, the rolling reduction for each rolling pass may be 5% or more, preferably 10% or more.
冷却処理
熱間圧延後直ちに行う冷却処理は、鋼板の平均温度で、Ａr３変態点以上の温度から冷却を開始し、（Ｍｓ点＋40℃）〜（Ｍｓ点−100℃）の範囲の温度で冷却を停止する処理とする。熱間圧延後の冷却開始温度は、鋼板の平均温度でＡr３変態点以上の温度とする。冷却開始温度がＡr３変態点未満の温度では、冷却開始前にフェライト変態が開始して、鋼板組織を所望の組織とすることができず、したがって、所望の母材強度および母材靭性を確保することができなくなる。なお、「平均温度」とは、板厚、表面温度および冷却条件等から、シミュレーション計算等により求められるものを用いることができるが、本発明では、差分法を用いて、板厚方向の温度分布を平均化することにより得られた温度を用いるものとする。
Cooling treatment The cooling treatment performed immediately after hot rolling is the average temperature of the steel sheet, starting from the temperature above the Ar 3 transformation point, and at a temperature in the range of (Ms point + 40 ° C.) to (Ms point−100 ° C.). It is set as the process which stops cooling. The cooling start temperature after hot rolling is the average temperature of the steel sheet and is not less than the Ar 3 transformation point. When the cooling start temperature is lower than the Ar 3 transformation point, the ferrite transformation starts before the start of cooling, and the steel sheet structure cannot be made the desired structure, and therefore the desired base material strength and base material toughness are ensured. Can not do. The “average temperature” can be obtained by simulation calculation or the like from the plate thickness, surface temperature, cooling conditions, etc., but in the present invention, the temperature distribution in the plate thickness direction is determined using a difference method. The temperature obtained by averaging is used.
冷却処理おける冷却の方法は、とくに限定する必要はないが、通常の厚鋼板製造で用いられる水冷とすることが好ましい。
また、鋼板の平均温度での冷却速度は、冷却によって、所望の焼入れ組織が得られる冷却速度であればよく、とくに限定する必要はないが、フェライトや上部ベイナイトが析出しない冷却速度である、上部臨界冷却速度以上の冷却速度とすることが好ましい。上部臨界冷却速度は概ね５℃／ｓであるが、鋼板組成によって決まるため、予め実験などにより把握しておくことが好ましい。
Although the cooling method in the cooling treatment is not particularly limited, it is preferably water cooling used in ordinary thick steel plate production.
Further, the cooling rate at the average temperature of the steel plate may be a cooling rate at which a desired quenched structure can be obtained by cooling, and is not particularly limited, but is a cooling rate at which ferrite and upper bainite are not precipitated. It is preferable that the cooling rate be equal to or higher than the critical cooling rate. The upper critical cooling rate is approximately 5 ° C./s, but is determined by the steel plate composition, so it is preferable to know in advance through experiments or the like.
上記した冷却は、（Ｍｓ点＋40℃）〜（Ｍｓ点−100℃）の範囲の温度で停止する。冷却停止後は、空冷することが好ましい。本発明では、冷却の停止温度を精度良く制御することにより、鋼板の組織調整を行う。冷却の停止温度が、（Ｍｓ点＋40℃）を超えて高い場合には、冷却停止とほぼ同時に上部ベイナイト変態あるいは島状マルテンサイトが生じる。このため、鋼板の強度および靭性が大きく低下する。一方、冷却の停止温度が（Ｍｓ点−100℃）未満の場合には、マルテンサイト変態が進行し、所望の組織を確保できなくなる。このようなことから、冷却の停止温度は、（Ｍｓ点＋40℃）〜（Ｍｓ点−100℃）の範囲の温度とする。なお、好ましくは（Ｍｓ点＋20℃）〜（Ｍｓ点−80℃）の範囲の温度である。なお、Ｍs点は、鋼板組成によって決まるため、予め実験などにより把握しておく必要があるが、次式によっても推定することができる。 The cooling described above stops at a temperature in the range of (Ms point + 40 ° C.) to (Ms point−100 ° C.). It is preferable to cool by air after the cooling is stopped. In the present invention, the structure of the steel sheet is adjusted by accurately controlling the cooling stop temperature. When the cooling stop temperature is higher than (Ms point + 40 ° C.), upper bainite transformation or island martensite occurs almost simultaneously with the cooling stop. For this reason, the strength and toughness of the steel sheet are greatly reduced. On the other hand, when the cooling stop temperature is lower than (Ms point−100 ° C.), the martensitic transformation proceeds and the desired structure cannot be secured. Therefore, the cooling stop temperature is set to a temperature in the range of (Ms point + 40 ° C.) to (Ms point−100 ° C.). The temperature is preferably in the range of (Ms point + 20 ° C.) to (Ms point−80 ° C.). Since the Ms point is determined by the steel plate composition, it is necessary to know in advance through experiments or the like, but it can also be estimated from the following equation.
Ｍs＝539−423Ｃ−30.4Mn−12.1Cr−17.7Ni−7.5Mo
（ここで、Ｃ、Mn、Cr、Ni、Mo：各元素の含有量（質量％））
再加熱処理
再加熱処理では、冷却停止後30ｓ未満以内に再加熱を開始する。再加熱処理は、鋼板の平均温度で1℃/s以下の加熱速度で、該鋼板の表面の最高到達温度が400℃以上Ac１変態点以下の温度となるように加熱する処理とする。冷却停止後の時間が30ｓ未満では、下部ベイナイト変態が完了せず、未変態オーステナイトが残存している。未変態オーステナイトが残存している状態から、鋼板の平均温度で１℃/s以下の加熱温度で加熱することにより、未変態オーステナイトから下部ベイナイトへの変態が促進され、鋼板中央部の組織を下部ベイナイト相を主相とする組織とすることができ、靭性が顕著に向上する。また、冷却停止後30ｓ未満という短時間で再加熱することにより、鋼板中央部を低温まで冷却することがなくなり鋼板中央部の組織を下部ベイナイト相を主相とする組織とすることが容易となるとともに、製造時間の短縮にも繋がる。なお、加熱速度が１℃/sより速い場合には、未変態オーステナイトが高温で変態し、上部ベイナイトまたは島状マルテンサイトが生成し、靭性が低下する。未変態オーステナイトを含む状態から再加熱されることにより、中央部の組織は下部ベイナイト相を主相とする組織となる。
Ms = 539−423C−30.4Mn−12.1Cr−17.7Ni−7.5Mo
(Here, C, Mn, Cr, Ni, Mo: content of each element (mass%))
Reheating treatment In the reheating treatment, reheating is started within less than 30 seconds after the cooling is stopped. The reheating treatment is a treatment in which the average temperature of the steel plate is heated at a heating rate of 1 ° C./s or less so that the maximum temperature reached on the surface of the steel plate is 400 ° C. or more and the Ac 1 transformation point or less. If the time after cooling is stopped is less than 30 seconds, the lower bainite transformation is not completed, and untransformed austenite remains. From the state in which untransformed austenite remains, by heating at an average temperature of the steel sheet at a heating temperature of 1 ° C./s or less, transformation from untransformed austenite to lower bainite is promoted, and the structure of the central part of the steel sheet is lowered to the lower part. It can be set as the structure | tissue which has a bainite phase as a main phase, and toughness improves notably. In addition, by reheating in a short time of less than 30 seconds after cooling is stopped, the central portion of the steel plate is not cooled to a low temperature, and the structure of the central portion of the steel plate can be easily made into a structure having the lower bainite phase as the main phase. At the same time, the manufacturing time is shortened. When the heating rate is higher than 1 ° C./s, the untransformed austenite is transformed at a high temperature, and upper bainite or island martensite is generated, resulting in a decrease in toughness. By reheating from the state containing untransformed austenite, the structure of the central part becomes a structure whose main phase is the lower bainite phase.
再加熱処理は、例えば、図１に示すような、誘導加熱装置10により行うことができる。誘導加熱装置の配置は、本発明のプロセスを実現するためには、オンラインとすることが好ましい。また、誘導加熱装置によらず、図２に示すような、ガスを用いたバーナ炎２による加熱としてもよいが、誘導加熱装置による方が短時間で再加熱処理できるため、好ましい。なお、本発明では、再加熱処理は、上記した装置に限定されないことはいうまでもない。
The reheating treatment can be performed by, for example, an
再加熱処理における表面の最高到達温度が400℃未満の温度では、表層部の十分な焼戻し効果が期待できない。一方、表面の最高到達温度が、Ac１変態点を超える高い温度では、表層部でα→γ変態が生じ、靭性が低下する。なお、鋼板の中央部で下部ベイナイト相を主体とする組織を得るためには、１℃／ｓ以下の徐加熱が必要であるが、目的の母材強度を得るために、再加熱に際して強度確保のために適正な中心部温度とすることが好ましい。なお、本発明でいう「鋼板の表層部」とは、表面および裏面から板厚×0.2の領域を言い、「鋼板の中央部」とは、表面および裏面から板厚×0.2の領域を除いた鋼板内部をいうものとする。 When the maximum surface temperature in the reheating treatment is less than 400 ° C., a sufficient tempering effect on the surface layer portion cannot be expected. On the other hand, when the highest surface temperature is higher than the Ac 1 transformation point, α → γ transformation occurs in the surface layer portion and the toughness is lowered. In order to obtain a structure mainly composed of the lower bainite phase in the central part of the steel plate, it is necessary to gradually heat at 1 ° C./s or less, but in order to obtain the desired base material strength, the strength is ensured upon reheating. Therefore, it is preferable to set an appropriate center temperature. In the present invention, the “surface portion of the steel plate” refers to a region of plate thickness × 0.2 from the front surface and the back surface, and the “central portion of the steel plate” excludes a region of plate thickness × 0.2 from the front surface and the back surface. It shall mean the inside of a steel plate.
鋼板の靭性向上という観点からは、板厚全域を下部ベイナイト相を主相とする組織とすることが好ましい。そこで、本発明では、上記したように冷却処理後に再加熱処理を施し、鋼板中央部を下部ベイナイト相を主相とする組織とする。下部ベイナイト相を主相とする組織は、40体積％超の下部ベイナイト組織であり、下部ベイナイト相分率が増えるほど、母材靭性が向上する傾向にあり、中央部では、とくに下部ベイナイト相が40体積％超で母材靭性が顕著に向上する。なお、中央部では、下部ベイナイト相が、部分的に95体積％以上となる組織としてもよいことはいうまでもない。鋼板の靭性向上という観点からは、中央部でも、下部ベイナイト相が多い方が好ましい。 From the viewpoint of improving the toughness of the steel sheet, it is preferable to make the entire thickness of the sheet a structure having the lower bainite phase as the main phase. Therefore, in the present invention, as described above, the reheating treatment is performed after the cooling treatment, and the central portion of the steel sheet is made into a structure having the lower bainite phase as the main phase. The structure having the lower bainite phase as the main phase is a lower bainite structure of more than 40% by volume, and as the lower bainite phase fraction increases, the base material toughness tends to improve. If it exceeds 40% by volume, the base material toughness is remarkably improved. Needless to say, in the central portion, the lower bainite phase may partially have a structure of 95% by volume or more. From the viewpoint of improving the toughness of the steel sheet, it is preferable that the lower part of the bainite phase is more even in the central part.
厚鋼板に焼入れ処理を施した場合、鋼板の表面に近いほど冷却速度が速く、また、冷却を途中で停止したとしても、鋼板の表面に近いほどより低温まで冷却されるため、表面に近いほど低温変態相であるマルテンサイト相分率が高くなることは避けられない。
上記した条件で冷却したのち、上記した条件で再加熱処理を行う本発明では、鋼板表層部の組織は、再加熱処理により焼戻された、焼戻マルテンサイト相を主相とし、一部、下部ベイナイト相を、表層部全体の平均で５体積%以上含む組織となる。
When quenching a thick steel plate, the closer to the surface of the steel plate, the faster the cooling rate, and even if cooling is stopped halfway, the closer to the surface of the steel plate, the lower the temperature, so the closer to the surface, It is inevitable that the martensite phase fraction, which is a low-temperature transformation phase, increases.
In the present invention in which reheating treatment is performed under the above-described conditions after cooling under the above-described conditions, the structure of the steel sheet surface layer portion is tempered by the reheating treatment, with the tempered martensite phase as the main phase, partly, The lower bainite phase has a structure containing 5% by volume or more in average of the entire surface layer portion.
表層部の焼戻マルテンサイト相は、鋼板の平均温度で加熱速度：１℃／ｓ以下の再加熱処理により得られた焼戻マルテンサイト相である。この焼戻マルテンサイト相は、比較的ゆっくり加熱され焼戻されたマルテンサイト相であり、マルテンサイト組織のラス内部に炭化物がその最大部寸法0.1μｍ程度で微細に析出した組織となる。なお、ここでいう「主相」とは、当該組織の分率が50体積％以上である場合をいうものとする。 The tempered martensite phase in the surface layer portion is a tempered martensite phase obtained by reheating treatment at an average temperature of the steel sheet and a heating rate of 1 ° C./s or less. This tempered martensite phase is a martensite phase that has been tempered by being heated relatively slowly, and has a structure in which carbides are finely precipitated in the lath of the martensitic structure with a maximum dimension of about 0.1 μm. Here, the “main phase” refers to a case where the fraction of the structure is 50% by volume or more.
また、表層部における下部ベイナイト相分率の上限はとくに規定する必要はないが、本発明の成分、製造方法では、30体積％程度とする。 The upper limit of the lower bainite phase fraction in the surface layer portion need not be specified, but is about 30% by volume in the components and production method of the present invention.
表１に示す組成の鋼片に、表２に示す条件で、熱間圧延と、冷却処理と、再加熱処理とを順次施し、表２に示す各種板厚の厚鋼板とした。なお、冷却処理は、熱間圧延終了後直ちに水冷し、表２に示す温度で冷却を停止した。冷却停止後、表２に示す時間、空冷したのち再加熱処理を施した。再加熱処理では、誘導加熱装置を用いて、表２に示す加熱速度（平均温度）で、表２に示す表面到達温度まで焼戻する再加熱処理を施した。なお、一部は、同じく誘導加熱装置による急速再加熱処理とし比較例とした。 Steel strips having the composition shown in Table 1 were subjected to hot rolling, cooling treatment, and reheating treatment in order under the conditions shown in Table 2 to obtain thick steel plates having various plate thicknesses shown in Table 2. In the cooling treatment, water cooling was performed immediately after the end of hot rolling, and cooling was stopped at the temperatures shown in Table 2. After stopping the cooling, it was air-cooled for the time shown in Table 2 and then reheated. In the reheating treatment, reheating treatment was performed using an induction heating device at a heating rate (average temperature) shown in Table 2 to temper the surface reaching temperature shown in Table 2. In addition, a part was made into the quick reheating process by the same induction heating apparatus, and it was set as the comparative example.
得られた厚鋼板について、組織調査、引張試験、シャルピー衝撃試験を実施し、強度および靭性を評価した。試験方法はつぎのとおりとした。
（１）組織調査
得られた各厚鋼板の板厚1/2ｔ部（中央部）、および表面から（板厚×0.2）の領域（表層部）から、試験片を採取し、光学顕微鏡、走査型電子顕微鏡または透過型電子顕微鏡を用いて、組織観察を行い、各部における組織分率（体積％）を求めた。組織分率（体積％）は、顕微鏡観察により得られた面積分率（面積％）を体積分率（体積％）に変換することにより求めた。なお、下部ベイナイト相は、セメンタイトの分散状態から、マルテンサイト相（焼戻マルテンサイト相）と区別した。
（２）引張試験
得られた各厚鋼板の板厚1/2ｔ部から、引張試験片（JIS４号試験片）を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、降伏強さYS、引張強さTSを求めた。
（３）シャルピー衝撃試験
得られた各厚鋼板の表面下6mm、および板厚1/2ｔの位置を中心として、シャルピー衝撃試験片（Ｖノッチ試験片）を採取し、JIS Z 2242−2005の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度vTrsを求めた。
The obtained thick steel plate was subjected to a structure investigation, a tensile test, and a Charpy impact test to evaluate strength and toughness. The test method was as follows.
(1) Microstructural examination Specimens were collected from the plate thickness 1 / 2t part (center part) of each obtained steel plate and the area (surface layer part) from the surface (plate thickness x 0.2), optical microscope, scanning The structure was observed using a scanning electron microscope or a transmission electron microscope, and the tissue fraction (volume%) in each part was determined. The tissue fraction (volume%) was determined by converting the area fraction (area%) obtained by microscopic observation into a volume fraction (volume%). The lower bainite phase was distinguished from the martensite phase (tempered martensite phase) from the dispersion state of cementite.
(2) Tensile test Tensile test pieces (JIS No. 4 test piece) were taken from 1 / 2t part of each thick steel plate obtained, and subjected to a tensile test in accordance with the provisions of JIS Z 2241. YS and tensile strength TS were obtained.
(3) Charpy impact test Charpy impact test specimens (V-notch test specimens) were collected centering on the position of 6mm below the surface of each thick steel plate and the thickness of 1 / 2t, and specified in JIS Z 2242-2005. The Charpy impact test was conducted to determine the fracture surface transition temperature vTrs.
得られた結果を表３に示す。 The obtained results are shown in Table 3.
本発明例はいずれも、中央部および表層部ともに所望の組織を呈し、780MPa以上の引張強さと、vTrsが−70℃以下の優れた靭性と、を有する高靭性高張力鋼板となっている。一方、本発明範囲を外れる比較例は、中央部あるいは表層部で、引張強さ、靭性のいずれか一方、あるいは両方が所望の特性を満足できていない。
冷却の停止温度が本発明の好適範囲を高く外れた比較例（鋼板No.4、No.22）は、鋼板の表層部および中央部で所定の下部ベイナイト相分率が確保できず、強度、靭性がともに低下している。また、冷却の停止温度が本発明の好適範囲を低く外れた比較例（鋼板No.7、No.8、No.23）は、鋼板の表層部および中央部で所定の下部ベイナイト相分率が確保できず、マルテンサイト相主体の組織となっているため、強度は高いが、靭性が低下している。
Each of the inventive examples is a high-toughness, high-tensile steel sheet having a desired structure in both the central portion and the surface layer portion, and having a tensile strength of 780 MPa or more and excellent toughness having a vTrs of −70 ° C. or less. On the other hand, in the comparative example that is out of the scope of the present invention, either one or both of the tensile strength and the toughness is not satisfactory in the central part or the surface layer part.
In the comparative examples (steel plates No. 4, No. 22) in which the cooling stop temperature deviates from the preferred range of the present invention, the predetermined lower bainite phase fraction cannot be secured in the surface layer portion and the central portion of the steel plate, the strength, Both toughness is reduced. In addition, in the comparative examples (steel plates No. 7, No. 8, No. 23) in which the cooling stop temperature deviates from the preferred range of the present invention, the predetermined lower bainite phase fraction is in the surface layer portion and the central portion of the steel plate. Since it cannot be secured and has a structure mainly composed of a martensite phase, the strength is high, but the toughness is reduced.
また、再加熱処理の加熱速度が本発明範囲を高く外れる比較例（鋼板No.12、No.13）は、鋼板の中央部で所定の下部ベイナイト相分率が確保できず、強度、靭性が低下している。
また、冷却停止後、空冷した比較例（鋼板No.15）は、中央部での下部ベイナイト変態が不十分で、とくに中央部の靭性が低下しており、その影響で表層部の靭性も低下している。なお、この製造工程では空冷時間が長いため、生産能率が低下する。
Moreover, the comparative examples (steel plates No. 12 and No. 13) in which the heating rate of the reheating treatment deviates from the scope of the present invention cannot ensure a predetermined lower bainite phase fraction at the center of the steel plate, resulting in strength and toughness. It is falling.
In addition, in the comparative example (steel No. 15) that was air-cooled after cooling stopped, the lower bainite transformation in the central part was insufficient, and the toughness in the central part was particularly deteriorated. is doing. In addition, in this manufacturing process, since air cooling time is long, production efficiency falls.
１ 鋼板
２ バーナ炎
１０ 誘導加熱装置
３０ テーブルローラ
1
Claims (2)
Ｃ：0.05〜0.15％、Si：0.05〜0.50％、
Mn：0.4〜2.0％、Cr：0.03〜1.0％、
Mo：0.05〜0.80％、Al：0.005〜0.1％、
Ｎ：0.007％以下
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼片に、1000〜1300℃の範囲の温度に加熱し、所望板厚の鋼板とする熱間圧延と、該熱間圧延後直ちに、該鋼板に該鋼板の平均温度でAr３変態点以上の温度から冷却を開始し、（Ｍs点＋40℃）〜（Ｍs点−100℃）の範囲の温度で冷却を停止する冷却処理と、該冷却を停止してから30ｓ未満以内に、該鋼板の平均温度で1℃/s以下の加熱速度で、該鋼板の表面の最高到達温度が400℃以上Ac１変態点以下の温度となるように再加熱する再加熱処理とを、順次施し、前記冷却処理における冷却を、前記鋼板の平均温度で、上部臨界冷却速度以上の冷却速度で行う処理とすることを特徴とする引張強さが780MPa以上の高靭性高張力鋼板の製造方法。 % By mass
C: 0.05 to 0.15%, Si: 0.05 to 0.50%,
Mn: 0.4-2.0%, Cr: 0.03-1.0%,
Mo: 0.05-0.80%, Al: 0.005-0.1%,
N: 0.007% or less, a steel slab having a composition composed of the remainder Fe and inevitable impurities, heated to a temperature in the range of 1000 to 1300 ° C. to form a steel sheet having a desired thickness, and the heat Immediately after the hot rolling, the steel sheet starts to be cooled from a temperature equal to or higher than the Ar 3 transformation point at the average temperature of the steel sheet, and stopped at a temperature in the range of (Ms point + 40 ° C.) to (Ms point−100 ° C.). The maximum temperature of the surface of the steel sheet is 400 ° C. or higher and the Ac 1 transformation point or lower at a heating rate of 1 ° C./s or less at an average temperature of the steel plate within 30 s after the cooling is stopped. and reheating process for reheating such that the temperature, sequentially facilities, cooling in the cooling process, the average temperature of the steel sheet, characterized in that the processing performed by the upper critical cooling rate or cooling rate A manufacturing method for high-toughness, high-tensile steel sheets with a tensile strength of 780 MPa or more.
記
ａ群：Ni：0〜3.5％、Cu：0.1〜1.0％、Ｖ：0.005〜0.1％、Ｂ：0.0005〜0.003％のうちから選ばれた1種または2種以上、
ｂ群：Ti：0.005〜0.03％、Nb：0.005〜0.05％のうちから選ばれた1種または2種、
ｃ群：Ca：0.0005〜0.01％ In addition to the said composition, it is set as the composition containing 1 group or 2 groups or more chosen from the following a group-c group by the mass%, The toughness high tension | tensile_strength of Claim 1 characterized by the above-mentioned. A method of manufacturing a steel sheet.
Group a: Ni: 0 to 3.5%, Cu: 0.1 to 1.0%, V: 0.005 to 0.1%, B: one or more selected from 0.0005 to 0.003%,
group b: Ti: 0.005 to 0.03%, Nb: one or two selected from 0.005 to 0.05%,
c group: Ca: 0.0005 to 0.01%
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