JP5089224B2 - Manufacturing method of on-line cooling type high strength steel sheet - Google Patents

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Description

本発明は溶接性、降伏強さ、及び引張強さに優れた鋼板をオンライン冷却で製造する方法に関するものである。   The present invention relates to a method for producing a steel sheet excellent in weldability, yield strength, and tensile strength by online cooling.

建築、橋梁、鉄塔、タンクなどの鋼構造物には、溶接性（耐溶接割れ性など）、降伏強さ、及び引張強さに優れた鋼板が求められており、降伏強さは、例えば６００ＭＰａ以上、引張強さは、例えば７００ＭＰａ以上にすることが求められている。このような鋼板は、一般に、鋼スラブを熱間圧延し、一旦、室温まで冷却した後、オフラインで再加熱して焼入れ−焼戻し処理することによって製造されている。   Steel structures such as buildings, bridges, steel towers, tanks, and the like are required to have steel sheets excellent in weldability (weld crack resistance, etc.), yield strength, and tensile strength, and the yield strength is, for example, 600 MPa. As described above, the tensile strength is required to be, for example, 700 MPa or more. Such a steel sheet is generally manufactured by hot rolling a steel slab, once cooling it to room temperature, and then reheating it offline and quenching-tempering it.

近年、オフラインでの再加熱焼入れを省略して製造コストを低減するため、圧延直後に直接焼入れ（ダイレクトクエンチ（ＤＱ））や加速冷却などのオンライン冷却が行われる場合がある。しかし、オンライン冷却には、再加熱焼入れに比べ、強度が安定しないという問題がある。また溶接性及びＨＡＺ靭性の改善とコストダウンのため高価な合金元素（Ｎｉ、Ｍｏ，Ｎｂなど）の使用量を極量低減しながら、強度を高めるために、様々な工夫がなされている。   In recent years, online cooling such as direct quenching (direct quench (DQ)) or accelerated cooling may be performed immediately after rolling in order to reduce manufacturing costs by omitting off-line reheating and quenching. However, online cooling has a problem that the strength is not stable as compared with reheating and quenching. In order to improve the weldability and HAZ toughness and reduce the cost, various ideas have been made to increase the strength while reducing the amount of expensive alloy elements (Ni, Mo, Nb, etc.) used.

例えば特許文献１では、制御圧延後の加速冷却におけるベイナイト変態途中で再加熱することを提案している。加速冷却途中で再加熱すると、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も利用でき、高強度化できるとしている。   For example, Patent Document 1 proposes reheating during bainite transformation in accelerated cooling after controlled rolling. When reheating is performed during accelerated cooling, 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 can also be used, thereby increasing the strength.

特許文献２では、連続鋳造鋳片を、一旦冷却することなく直ちに熱間圧延し、次いで直接焼入れすることを提案している。連続鋳造鋳片を冷却せずに熱間圧延に供することによって、Ｎｂ、Ｔｉなどの窒化物形成元素の固溶を容易にし、これらＮｂ、Ｔｉが極微量でもオーステナイト未再結晶温度域を上昇させ、直接焼入れ後の組織を微細化できるとしている。   Patent Document 2 proposes that a continuously cast slab is immediately hot-rolled and then directly quenched without being cooled. By subjecting the continuous cast slab to hot rolling without cooling, it facilitates solid solution of nitride-forming elements such as Nb and Ti, and raises the austenite non-recrystallization temperature range even if these Nb and Ti are extremely small. The structure after direct quenching can be refined.

特許文献３は、熱間圧延後、直接焼入れ−焼戻しする方法に関するものであり、焼戻しの際に、４６０℃までは１℃／ｓ未満の速度で昇温し、４６０℃以降は１℃／ｓ以上の昇温をすることを提案している。通常の加熱では、温度が高くなるほど昇温速度が低下していくが、特許文献３のように温度が高いほど昇温速度を高くすると、炭化物の溶解・析出過程をコントロールでき、炭化物を極めて微細に分散析出させることができ、強靱化を達成できるとしている。   Patent Document 3 relates to a method of directly quenching and tempering after hot rolling. During tempering, the temperature is increased at a rate of less than 1 ° C / s up to 460 ° C, and 1 ° C / s after 460 ° C. It is proposed to raise the temperature above. In normal heating, the temperature rise rate decreases as the temperature increases. However, as the temperature rises as the temperature rises as in Patent Document 3, the dissolution / precipitation process of carbide can be controlled, and the carbide is extremely fine. It is said that toughening can be achieved.

しかし、特許文献１〜３の方法によれば、製造プロセスが特殊になり、そのための特別な装置を必要とし、初期コストと維持コストが却って上昇する。一般的なオンライン冷却法でも、強度を安定して高めることができる技術が求められている。   However, according to the methods of Patent Documents 1 to 3, the manufacturing process becomes special, and a special device for that is required, and the initial cost and the maintenance cost rise on the contrary. Even with a general online cooling method, a technique capable of stably increasing the strength is required.

特許文献４は特別な装置を必要としないオンライン冷却法に関するものであり、直接焼入れを行う場合に、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、Ｂ：０．０００５〜０．００２５％などを添加し、鋼の焼入れ性を高めることが記載されている。しかし、上述したようにＨＡＺ靭性と材質安定性からＮｂの使用は避けた方がよい。またＮ量の制御がされておらず、Ｂの焼入れ性を有効利用できていない。   Patent Document 4 relates to an on-line cooling method that does not require a special apparatus. When direct quenching is performed, Nb: 0.001 to 0.05%, B: 0.0005 to 0.0025%, etc. are added. It is described that the hardenability of steel is improved. However, as described above, it is better to avoid the use of Nb because of HAZ toughness and material stability. Further, the amount of N is not controlled, and the hardenability of B cannot be effectively used.

特許文献５も特別な装置を必要としないオンライン冷却法に関するものであり、直接焼入れを行う場合に、Ｂ：０．００５〜０．００２％を添加して鋼板の焼入れ性を高めること、このＢ添加効果を発揮させるため、Ｎを０．００４５％以下に制御し、かつＮをＡｌＮとして固定することが開示されている。この特許文献５は、ＮをＡｌＮとして固定して無害化することで、Ｂの焼入れ性を確保している点で、前記特許文献４よりも優れている。
特開２００３−３２１７２５号公報 特開昭６２−１５８８１７号公報 特開２００５−２３２５６２号公報 特開昭６３−１９０１１８号公報 特開昭６３−１９０１１７号公報 Patent Document 5 also relates to an on-line cooling method that does not require a special apparatus. When direct quenching is performed, B: 0.005 to 0.002% is added to improve the hardenability of the steel sheet. In order to exert the effect of addition, it is disclosed that N is controlled to 0.0045% or less and N is fixed as AlN. This Patent Document 5 is superior to the Patent Document 4 in that the hardenability of B is secured by fixing N as AlN and making it harmless.
JP 2003-321725 A Japanese Patent Laid-Open No. 62-158817 JP-A-2005-232562 JP-A-63-190118 JP-A-63-190117

しかし、本発明者の検討によれば、ＮをＡｌＮとして固定しても、安定して強度を高めることが難しいことが判明した。   However, according to the study by the present inventor, it has been found that even if N is fixed as AlN, it is difficult to increase the strength stably.

本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、特別な装置を必要としないオンライン冷却であっても、安定して強度を高めることができるオンライン冷却型高張力鋼板の製造方法を提供することにある。   The present invention has been made paying attention to the above-described circumstances, and the purpose thereof is an on-line cooling type high capacity capable of stably increasing the strength even when on-line cooling does not require a special device. It is providing the manufacturing method of a tension steel plate.

本発明者は、前記課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、オフライン冷却でのＢの焼入れ性を確保するためには、ＡｌによってＮをＡｌＮとして固定する方法は有効であったが、オンライン冷却では、冷却前のＡｌＮの安定性が低く、ＢＮになる場合があり、高強度の鋼板を安定して得られないことが判明した。そこでＴｉを添加すると、Ｎは結合力の強いＴｉによってＴｉＮとして固定され、しかも圧延後の冷却前でもＴｉＮは安定であり、Ｂの焼入れ性も安定することが判った。そしてさらに検討を進め、Ｔｉ、Ｂ、Ｎのバランスを適切にし、かつオンライン冷却−焼戻し条件を適切に設定すれば、安定して強度が高まることを見出し、本発明を完成した。   As a result of intensive studies to solve the above problems, the present inventor has been effective in fixing N as AlN by Al in order to ensure the hardenability of B in off-line cooling. In online cooling, it has been found that the stability of AlN before cooling is low and may become BN, and a high-strength steel sheet cannot be stably obtained. Therefore, it was found that when Ti is added, N is fixed as TiN by Ti having a strong bonding force, and TiN is stable even before cooling after rolling, and the hardenability of B is also stabilized. Further investigation was made, and it was found that if the balance of Ti, B, and N was made appropriate and the online cooling-tempering conditions were set appropriately, the strength was stably increased, and the present invention was completed.

本発明に係るオンライン型冷却高張力鋼板の製造方法では、Ｃ：０．１１〜０．１８％（質量％の意味。以下、同じ）、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．８〜２％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．６〜１．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｂ：０．０００５〜０．００３％、Ｎ：０．００２〜０．００６％、及びＯ：０．００４％以下（０％を含まない）を含有し、残部が鉄及び不可避不純物であり、下記式によって求まる炭素当量Ｃｅｑ、溶接割れ感受性組成Ｐｃｍ及びＢＫ値が、Ｃｅｑ（％）：０．５０以下、Ｐｃｍ（％）：０．２８以下、ＢＫ（％）：０以上になっている鋼スラブを用いる。
Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
Ｐｃｍ（％）＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ
ＢＫ（％）＝Ｂ−１１×（Ｎ−Ｔｉ／３．４）／１４
（式中、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｂ、Ｎ、Ｔｉは鋼スラブ中の各元素の含有量（質量％）を示す） In the method for producing an on-line type cooled high-tensile steel sheet according to the present invention, C: 0.11 to 0.18% (meaning mass%, hereinafter the same), Si: 0.05 to 0.5%, Mn: 0 0.8-2%, P: 0.03% or less (not including 0%), S: 0.01% or less (not including 0%), Al: 0.05% or less (not including 0%) Cr: 0.6-1.5%, Ti: 0.005-0.02%, B: 0.0005-0.003%, N: 0.002-0.006%, and O: 0.0. 004% or less (excluding 0%), the balance being iron and unavoidable impurities, carbon equivalent Ceq, weld cracking sensitive composition Pcm and BK values obtained by the following formulas are Ceq (%): 0.50 or less , Pcm (%): 0.28 or less, BK (%): A steel slab having 0 or more is used.
Ceq (%) = C + Mn / 6 + Si / 24 + Ni / 40 + Cr / 5 + Mo / 4 + V / 14
Pcm (%) = C + Si / 30 + Mn / 20 + Cu / 20 + Ni / 60 + Cr / 20 + Mo / 15 + V / 10 + 5 × B
BK (%) = B-11 * (N-Ti / 3.4) / 14
(In the formula, C, Mn, Si, Ni, Cr, Mo, V, Cu, B, N, and Ti indicate the content (% by mass) of each element in the steel slab)

そして本発明の製造方法では、前記鋼スラブを加熱温度：１０００〜１１７０℃の条件で加熱し、圧延終了温度：８５０〜９５０℃の条件で熱間圧延し、Ａr3点より高い温度から３００℃未満までの範囲を冷却速度２〜８０℃／秒で冷却した後、温度：４５０以上５５０℃未満の条件で焼戻しする。このようにすれば、降伏強さ６００ＭＰａ以上、引張強さ７００ＭＰａ以上の耐溶接割れ性に優れたオンライン冷却型高張力鋼板が得られる。 And in the production method of the present invention, the steel slab heating temperature: 1,000 to 1,170 is heated under the conditions of ° C., rolling end temperature: 850-950 hot rolled under conditions of ° C., 300 ° C. from a temperature higher than the Ar 3 point After cooling to a range of less than 2 at a cooling rate of 2 to 80 ° C./second, tempering is performed at a temperature of 450 or more and less than 550 ° C. In this way, an on-line cooled high-tensile steel sheet having a yield strength of 600 MPa or more and a tensile strength of 700 MPa or more and excellent weld crack resistance can be obtained.

前記鋼スラブは、さらにＣａ：０．００４％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．０４％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．０６％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．４％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．２％以下（０％を含まない）などを適宜含有していてもよい。   The steel slab is further Ca: 0.004% or less (not including 0%), REM: 0.04% or less (not including 0%), V: 0.06% or less (not including 0%) Ni: 0.4% or less (not including 0%), Cu: 0.5% or less (not including 0%), Mo: 0.2% or less (not including 0%), etc. It may be.

本発明によれば、Ｔｉ、Ｂ、Ｎのバランスを適切にし、かつオンライン冷却−焼戻し条件を適切に設定しているため、特別な装置を用いないオンライン冷却であっても、鋼板の降伏強さ、引張強さなどを安定して高めることができる。またＣｅｑ、Ｐｃｍなどを適切にしているため、溶接性にも優れている。   According to the present invention, since the balance of Ti, B, and N is set appropriately and the online cooling-tempering conditions are set appropriately, the yield strength of the steel sheet can be obtained even with online cooling without using a special device. The tensile strength can be increased stably. Moreover, since Ceq, Pcm, etc. are made suitable, it is excellent also in weldability.

本発明は、鋼スラブを加熱し、熱間圧延した後、速やかに急冷し、焼き戻すことによってオンライン冷却型高張力鋼板を製造する方法に関するものであり、鋼スラブの成分組成は、以下の通りである。   The present invention relates to a method for producing an on-line cooled high-tensile steel sheet by heating, hot rolling, rapidly quenching and tempering a steel slab, and the component composition of the steel slab is as follows: It is.

Ｃ：０．１１〜０．１８％（質量％の意味。以下、同じ）
Ｃは強度を確保するために重要な元素であり、合金元素を少なくしながらも所定の強度を確保するには、０．１１％以上添加することが必要である。好ましくは０．１２％以上、さらに好ましくは０．１３％以上である。一方、Ｃが多くなると、母材靭性、母材延性が劣化し、溶接時に硬化組織が生成して溶接部に割れが生じやすくなる。従ってＣは、０．１８％以下、好ましくは０．１７％以下、さらに好ましくは０．１６％以下にする。 C: 0.11 to 0.18% (meaning mass%, hereinafter the same)
C is an important element for securing the strength, and it is necessary to add 0.11% or more in order to secure a predetermined strength while reducing the number of alloy elements. Preferably it is 0.12% or more, more preferably 0.13% or more. On the other hand, when C increases, the base material toughness and base material ductility deteriorate, a hardened structure is generated during welding, and cracks are likely to occur in the weld. Therefore, C is 0.18% or less, preferably 0.17% or less, more preferably 0.16% or less.

Ｓｉ：０．０５〜０．５％
Ｓｉは鋼の脱酸に必要な元素であり、０．０５％以上添加する。好ましいＳｉ量は、０．１０％以上、特に０．１５％以上である。一方、Ｓｉが過剰になると溶接性が劣化する。従ってＳｉは、０．５％以下、好ましくは０．４％以下、さらに好ましくは０．３５％以下とする。 Si: 0.05-0.5%
Si is an element necessary for deoxidation of steel, and is added at 0.05% or more. A preferable amount of Si is 0.10% or more, particularly 0.15% or more. On the other hand, when Si becomes excessive, weldability deteriorates. Therefore, Si is 0.5% or less, preferably 0.4% or less, more preferably 0.35% or less.

Ｍｎ：０．８〜２％
Ｍｎは強度と靭性を向上させるのに有効である。所定の強度を確保するには、０．８％以上添加することが必要である。好ましくは０．８５％以上、さらに好ましくは０．９０％以上である。一方、Ｍｎが過剰になると溶接性が劣化する。従ってＭｎは、２％以下、好ましくは１．５％以下、さらに好ましくは１．３％以下とする。Ｍｎ量の上限を小さくしても、本発明によれば、所定の強度を確保できる。 Mn: 0.8-2%
Mn is effective in improving strength and toughness. In order to ensure a predetermined strength, it is necessary to add 0.8% or more. Preferably it is 0.85% or more, More preferably, it is 0.90% or more. On the other hand, when Mn becomes excessive, weldability deteriorates. Therefore, Mn is 2% or less, preferably 1.5% or less, more preferably 1.3% or less. Even if the upper limit of the amount of Mn is reduced, according to the present invention, a predetermined strength can be ensured.

Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）
Ｐは靭性を劣化させるため、少ないほど望ましい。従ってＰは、０．０３％以下、好ましくは０．０２５％以下である。 P: 0.03% or less (excluding 0%)
Since P deteriorates toughness, it is desirable that it be as small as possible. Therefore, P is 0.03% or less, preferably 0.025% or less.

Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）
Ｓもまた少ないほど望ましい。Ｓが多く残ると、板厚方向の性能が劣化し、また板厚方向中心部にＭｎＳ系介在物が生成し、曲げ加工時に割れの起点になる。従ってＳは、０．０１％以下、好ましくは０．０８％以下である。 S: 0.01% or less (excluding 0%)
The smaller the S, the better. If a large amount of S remains, the performance in the thickness direction deteriorates, and MnS inclusions are generated at the center in the thickness direction, which becomes the starting point of cracking during bending. Therefore, S is 0.01% or less, preferably 0.08% or less.

Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）
Ａｌは脱酸のために添加される。好ましい量は、０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上、特に０．０２０％以上である。しかし過剰に添加すると靭性が劣化する。従ってＡｌは、０．０５％以下、好ましくは０．０４％以下である。 Al: 0.05% or less (excluding 0%)
Al is added for deoxidation. A preferable amount is 0.005% or more, more preferably 0.010% or more, and particularly 0.020% or more. However, if added excessively, the toughness deteriorates. Therefore, Al is 0.05% or less, preferably 0.04% or less.

Ｃｒ：０．６〜１．５％
Ｃｒは強度を確保するために重要な元素である。またＨＡＺ靭性と材質安定性の点でＮｂよりも有効であるため、本発明では積極的に添加する。Ｃｒ量は、０．６％以上、好ましくは０．６５％以上である。一方、Ｃｒが過剰になると溶接性が劣化する。従ってＣｒは、１．５％以下、好ましくは１．２％以下、さらに好ましくは１．０％以下（特に０．９％以下）である。Ｃｒ量の上限を小さくしても、本発明によれば、所定の強度を確保できる。 Cr: 0.6 to 1.5%
Cr is an important element for securing strength. Further, since it is more effective than Nb in terms of HAZ toughness and material stability, it is positively added in the present invention. The amount of Cr is 0.6% or more, preferably 0.65% or more. On the other hand, when Cr becomes excessive, weldability deteriorates. Therefore, Cr is 1.5% or less, preferably 1.2% or less, more preferably 1.0% or less (particularly 0.9% or less). Even if the upper limit of the Cr amount is reduced, according to the present invention, a predetermined strength can be ensured.

Ｔｉ：０．００５〜０．０２％
ＴｉはＮをＴｉＮとして固定するため、重要な元素である。ＴｉＮはＡｌＮよりも安定性が高く、熱間圧延後の冷却前にＮを奪われてＢＮを形成する虞が低く、固溶Ｂを安定して確保することができ、焼入れ性を安定して高めることができる。Ｔｉは、０．００５％以上、好ましくは０．００７％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ｔｉが０．０２％を超えると、粗大な窒化物や酸化物が生成して靭性が劣化する。従ってＴｉは、０．０２％以下、好ましくは０．０１７％以下にする。 Ti: 0.005-0.02%
Ti is an important element for fixing N as TiN. TiN is more stable than AlN, has a low possibility of forming BN by being deprived of N before cooling after hot rolling, can stably secure solid solution B, and has stable hardenability. Can be increased. Ti is 0.005% or more, preferably 0.007% or more, and more preferably 0.010% or more. On the other hand, if Ti exceeds 0.02%, coarse nitrides and oxides are generated and toughness deteriorates. Therefore, Ti is made 0.02% or less, preferably 0.017% or less.

Ｂ：０．０００５〜０．００３％
Ｂは低コストで強度を高めるために重要な元素であり、０．０００５％以上、好ましくは０．０００７％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上にする。一方、Ｂが過剰になると、粗大な介在物を生成する。また固溶Ｂも過剰になり、溶接性が劣化する。従ってＢは、０．００３％以下、好ましくは０．００２５％以下、さらに好ましくは０．００２３％以下にする。 B: 0.0005 to 0.003%
B is an important element for increasing the strength at a low cost, and is 0.0005% or more, preferably 0.0007% or more, and more preferably 0.0010% or more. On the other hand, when B is excessive, coarse inclusions are generated. In addition, the solute B becomes excessive and the weldability deteriorates. Therefore, B is 0.003% or less, preferably 0.0025% or less, more preferably 0.0023% or less.

Ｎ：０．００２〜０．００６％
ＮはＴｉＮとして析出し、加熱時のオーステナイト粒の粗大化を防止する。またＨＡＺ靭性と母材靭性を改善するのに有効である。従ってＮは、０．００２％以上、好ましくは０．００３％以上である。しかしＮが多いと、Ｂと結合して固溶Ｂを低減し、Ｂの焼入れ性効果を阻害する。従ってＮ量は、０．００６％以下、好ましくは０．００５％以下にする。 N: 0.002 to 0.006%
N precipitates as TiN and prevents austenite grains from coarsening during heating. It is also effective in improving HAZ toughness and base metal toughness. Therefore, N is 0.002% or more, preferably 0.003% or more. However, when N is large, it combines with B to reduce the solid solution B and inhibit the hardenability effect of B. Therefore, the N content is 0.006% or less, preferably 0.005% or less.

Ｏ：０．００４％以下（０％を含まない）
Ｏは少ないほど望ましい。Ｏが多いと、粗大な酸化物が生成し、ＨＡＺ靭性や母材靭性を劣化する。従ってＯ量は、０．００４％以下、好ましくは０．００３％以下である。 O: 0.004% or less (excluding 0%)
The smaller the O, the better. When there is much O, a coarse oxide will produce | generate and HAZ toughness and base material toughness will deteriorate. Therefore, the amount of O is 0.004% or less, preferably 0.003% or less.

本発明は合金成分が少なくても所定の強度を確保できる点で優れている。残部が鉄及び不可避不純物の場合、合金成分が少なくコストを低減できる点で優れているが、必要に応じて、さらに追加の成分を添加してもよい。   The present invention is excellent in that a predetermined strength can be secured even with a small amount of alloy components. When the balance is iron and inevitable impurities, it is excellent in that the alloy components are small and the cost can be reduced, but additional components may be added as necessary.

例えば、鋼スラブは、さらにＣａ：０．００４０％以下（０％を含まない）及びＲＥＭ：０．０４％以下（０％を含まない）から選択される少なくとも１種を含有していてもよい。これらＣａやＲＥＭは、ＭｎＳ系介在物の形態を制御して、板厚方向の特性を改善するのに有効である。Ｃａの好ましい添加量は、０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上、特に０．００２０％以上である。またＲＥＭの好ましい添加量は、０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上、特に０．０２０％以上である。しかしＣａやＲＥＭを添加し過ぎると、コスト高になるだけでなく、粗大な介在物を生成して割れの原因となる。従ってＣａ量は、０．００４％以下、好ましくは０．００３％以下とする。またＲＥＭ量は、０．０４％以下、好ましくは０．０３％以下とする。   For example, the steel slab may further contain at least one selected from Ca: 0.0040% or less (not including 0%) and REM: 0.04% or less (not including 0%). . These Ca and REM are effective in controlling the form of MnS inclusions and improving the properties in the thickness direction. The preferable addition amount of Ca is 0.0005% or more, more preferably 0.0010% or more, and particularly preferably 0.0020% or more. Moreover, the preferable addition amount of REM is 0.005% or more, More preferably, it is 0.010% or more, Especially 0.020% or more. However, if Ca or REM is added too much, not only will the cost be increased, but coarse inclusions will be generated and cause cracks. Therefore, the Ca content is 0.004% or less, preferably 0.003% or less. The REM content is 0.04% or less, preferably 0.03% or less.

また鋼スラブは、さらにＶ：０．０６％以下（０％を含まない）を含有していてもよい。Ｖは強度と靭性を向上させるのに有効である。Ｖの好ましい添加量は、０．０１％以上、さらに好ましくは０．０２％以上、特に０．０３％以上である。しかしＶを過剰に添加すると、コスト高になるだけでなく、ＨＡＺ靭性が劣化する。従ってＶは、０．０６％以下、好ましくは０．０５％以下とする。   The steel slab may further contain V: 0.06% or less (not including 0%). V is effective for improving strength and toughness. The preferable addition amount of V is 0.01% or more, more preferably 0.02% or more, and particularly 0.03% or more. However, when V is added excessively, not only the cost increases, but also HAZ toughness deteriorates. Therefore, V is 0.06% or less, preferably 0.05% or less.

また鋼スラブは、さらにＮｉ：０．４％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、及びＭｏ：０．２％以下（０％を含まない）から選択される少なくとも１種を含有していてもよい。これらの元素は強度上昇に有効である。またＮｉやＣｕは、靭性向上にも有効である。Ｎｉの好ましい添加量は、０．０５％以上、さらに好ましくは０．１０％以上、特に０．１５％以上である。Ｃｕの好ましい添加量は、０．０５％以上、さらに好ましくは０．１０％以上、特に０．１５％以上である。Ｍｏの好ましい添加量は、０．０１％以上、さらに好ましくは０．０５％以上、特に０．１０％以上である。しかしＮｉ、Ｃｕ、又はＭｏを添加し過ぎると、コスト高になるだけでなく、溶接性が劣化する。従ってＮｉは、０．４％以下、好ましくは０．３％以下、さらに好ましくは０．２５％以下にする。Ｃｕは、０．５％以下、好ましくは０．４％以下、さらに好ましくは０．３％以下にする。Ｍｏは、０．２％以下、好ましくは０．１５％以下にする。   Further, the steel slab further includes Ni: 0.4% or less (not including 0%), Cu: 0.5% or less (not including 0%), and Mo: 0.2% or less (not including 0%). ) May be contained. These elements are effective for increasing the strength. Ni and Cu are also effective in improving toughness. The preferable addition amount of Ni is 0.05% or more, more preferably 0.10% or more, and particularly 0.15% or more. The preferable addition amount of Cu is 0.05% or more, more preferably 0.10% or more, and particularly 0.15% or more. The preferable addition amount of Mo is 0.01% or more, more preferably 0.05% or more, and particularly 0.10% or more. However, when Ni, Cu, or Mo is added too much, not only the cost increases, but also the weldability deteriorates. Therefore, Ni is 0.4% or less, preferably 0.3% or less, more preferably 0.25% or less. Cu is 0.5% or less, preferably 0.4% or less, and more preferably 0.3% or less. Mo is 0.2% or less, preferably 0.15% or less.

本発明で用いる鋼スラブは、炭素当量（Ｃｅｑ）、及び溶接割れ感受性組成（Ｐｃｍ）の観点からも成分制御されている。炭素当量（Ｃｅｑ）は溶接部の硬度と相関があり、下記式によって算出される。なお下記式は、ＪＩＳ Ｇ ０２０３に基づく。
Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
（式中、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶは、鋼スラブ中の各元素の含有量（質量％）を示す） The steel slab used in the present invention is component-controlled from the viewpoint of carbon equivalent (Ceq) and weld cracking susceptibility composition (Pcm). The carbon equivalent (Ceq) has a correlation with the hardness of the weld and is calculated by the following formula. The following formula is based on JIS G 0203.
Ceq (%) = C + Mn / 6 + Si / 24 + Ni / 40 + Cr / 5 + Mo / 4 + V / 14
(In the formula, C, Mn, Si, Ni, Cr, Mo, and V indicate the content (% by mass) of each element in the steel slab).

また溶接割れ感受性組成（Ｐｃｍ）は、溶接部の割れ発生と相関があり、下記式によって算出される。なお下記式は、ＷＥＳ ３００９に基づく。
Ｐｃｍ（％）＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ
（式中、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、及びＢは、鋼スラブ中の各元素の含有量（質量％）を示す） The weld crack susceptibility composition (Pcm) has a correlation with the occurrence of cracks in the weld and is calculated by the following equation. The following formula is based on WES 3009.
Pcm (%) = C + Si / 30 + Mn / 20 + Cu / 20 + Ni / 60 + Cr / 20 + Mo / 15 + V / 10 + 5 × B
(In the formula, C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, and B indicate the content (% by mass) of each element in the steel slab)

本発明の鋼スラブでは、前記Ｃｅｑ（％）が、０．５０以下（好ましくは０．４９以下）になり、かつ前記Ｐｃｍ（％）が、０．２８以下（好ましくは０．２７以下）になるように合金成分が抑制されている。そのため溶接部の硬化を抑制でき、割れを防止できる。   In the steel slab of the present invention, the Ceq (%) is 0.50 or less (preferably 0.49 or less), and the Pcm (%) is 0.28 or less (preferably 0.27 or less). Thus, the alloy components are suppressed. Therefore, hardening of a welding part can be suppressed and a crack can be prevented.

そして本発明の鋼スラブでは、下記式によって求まるＢＫ値（％）が０以上である点に大きな特徴がある。
ＢＫ（％）＝Ｂ−１１×（Ｎ−Ｔｉ／３．４）／１４
（式中、Ｂ、Ｎ、Ｔｉは鋼スラブ中の各元素の含有量（質量％）を示す） And the steel slab of this invention has the big characteristic in the BK value (%) calculated | required by a following formula being 0 or more.
BK (%) = B-11 * (N-Ti / 3.4) / 14
(In the formula, B, N and Ti indicate the content (% by mass) of each element in the steel slab)

前記ＢＫ値は、ＮをＴｉで固定した後の残ったフリーＮに対して、Ｂがどの程度余分に存在するかを示しており、ＢＫ値が０又は正の値のときは、固溶Ｂを確保できることを意味している。オフライン冷却では、ＡｌでＮを固定してフリーのＢを確保することができるが、オンライン冷却では、冷却前の段階でＡｌＮが不安定であってＢＮになることから、ＡｌによるＮの固定を期待することはできない。上記式は、オンライン冷却の場合には、ＴｉによるＮの固定化だけを期待し、残ったＮはＡｌで固定されるのではなくＢと結合してしまうものと覚悟し、そのような場合であってもフリーのＢ（固溶Ｂ）を確実に残すことを意図したものである。   The BK value indicates how much B is present relative to the free N remaining after fixing N with Ti. When the BK value is 0 or a positive value, the solid solution B It means that can be secured. In offline cooling, N can be fixed by Al and free B can be secured. However, in online cooling, since AlN is unstable and becomes BN before cooling, N is fixed by Al. I can't expect. In the case of on-line cooling, the above formula expects only the immobilization of N by Ti, and the remaining N is prepared not to be fixed by Al but to bond with B. Even if it exists, it intends to leave free B (solid solution B) reliably.

図１は上記ＢＫ値に対する考え方を、実験的に示すグラフである。この図１は、板厚３０ｍｍに圧延した鋼板を空冷した場合に対する、空冷することなくオンラインで直接焼入れした場合の引張強度の上昇値ΔＴＳ（ＭＰａ）と、ＢＫ値との関係を示している。図１より明らかなように、ＢＫ値が負の値の場合、固溶Ｂが実質的に残っていないことからΔＴＳが低い値に留まっているのに対し、ＢＫ値が正の値になると急激にΔＴＳが向上することが判る。   FIG. 1 is a graph experimentally showing the idea for the BK value. FIG. 1 shows the relationship between the BK value and the increase value ΔTS (MPa) of the tensile strength when the steel sheet rolled to a plate thickness of 30 mm is directly cooled online without air cooling. As is clear from FIG. 1, when the BK value is negative, since the solid solution B does not substantially remain, ΔTS remains low, whereas when the BK value becomes positive, It can be seen that ΔTS is improved.

ＢＫ値は大きいほどよく、好ましくは０．００１以上であり、引張強度を極めて大きくする場合には、０．００１５以上（特に０．００２０以上）にしてもよい。   The larger the BK value, the better. Preferably, it is 0.001 or more. When the tensile strength is extremely increased, it may be 0.0015 or more (particularly 0.0020 or more).

本発明によれば上記のような適切な鋼スラブを用いているため、特別な装置を必要としない熱間圧延−オンライン冷却法であっても、安定して強度を高めることができる。なお強度を確実に所定値以上にするためには、製造条件を適切な範囲に設定する。   According to the present invention, since the appropriate steel slab as described above is used, the strength can be stably increased even in a hot rolling-on-line cooling method that does not require a special apparatus. In order to ensure that the strength is not less than a predetermined value, the manufacturing conditions are set to an appropriate range.

鋼スラブの加熱温度は、１０００〜１１７０℃である。加熱温度が低すぎると、熱間圧延終了温度、オンライン冷却開始温度なども低下してしまい、焼入れが不足する虞がある。また加熱温度が高すぎると、オーステナイト結晶粒が粗大化し、圧延後の靭性が劣化する。好ましい加熱温度は、１０５０〜１１００℃である。   The heating temperature of the steel slab is 1000 to 1170 ° C. If the heating temperature is too low, the hot rolling end temperature, the on-line cooling start temperature and the like are also lowered, and there is a possibility that quenching will be insufficient. If the heating temperature is too high, the austenite crystal grains become coarse and the toughness after rolling deteriorates. A preferable heating temperature is 1050 to 1100 ° C.

加熱した鋼スラブは、熱間圧延する。熱間圧延の終了温度は、８５０〜９５０℃に設定する。熱間圧延終了温度が低すぎると、オーステナイト結晶粒が微細化するとともに、冷却開始温度が低下するため、強度が大きく低下する。一方、熱間圧延終了温度が高すぎると、オーステナイト結晶粒が粗大になり、靭性及び強度が不足する。   The heated steel slab is hot rolled. The end temperature of hot rolling is set to 850 to 950 ° C. When the hot rolling end temperature is too low, the austenite crystal grains are refined and the cooling start temperature is lowered, so that the strength is greatly lowered. On the other hand, if the hot rolling finish temperature is too high, the austenite crystal grains become coarse and the toughness and strength are insufficient.

熱間圧延終了後は、オンラインで急冷し、組織の主体（例えば、面積率で５０％以上、好ましくは８０％以上、さらに好ましくは９５％以上）を下部ベイナイトやマルテンサイトなどの焼入れ組織にし、強度を確保する。   After the hot rolling is completed, it is rapidly cooled online, and the main body of the structure (for example, 50% or more in area ratio, preferably 80% or more, more preferably 95% or more) is made into a quenched structure such as lower bainite or martensite, Ensure strength.

冷却開始温度は、所望の組織を得るために設定され、Ａr3点より高い温度（例えば、Ａr3点＋２０℃以上、好ましくはＡｒ3点＋４０℃以上）である。なおＡr3点は、下記式（鉄と鋼（１９８１）、第１４３頁）によって求まる。
Ａr3＝９１０−３１０×Ｃ−８０×Ｍｎ−２０×Ｃｕ−１５×Ｃｒ−５５×Ｎｉ−８０×Ｍｏ＋０．３５×（ｔ−８）
（式中、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏは鋼中の各元素の含有量（質量％）を示す。ｔは板厚（ｍｍ）を示す） The cooling start temperature is set to obtain a desired structure, and is a temperature higher than the Ar 3 point (for example, Ar 3 point + 20 ° C. or higher, preferably Ar 3 point + 40 ° C. or higher). The Ar 3 point is obtained by the following formula (iron and steel (1981), page 143).
Ar 3 = 910-310 × C-80 × Mn-20 × Cu-15 × Cr-55 × Ni-80 × Mo + 0.35 × (t−8)
(In the formula, C, Mn, Cu, Cr, Ni and Mo indicate the content (% by mass) of each element in the steel. T indicates the plate thickness (mm)).

冷却終了温度も所望の組織を得るために設定され、３００℃以下、好ましくは２００℃以下である。なお冷却終了温度の下限は特に限定されないが、通常、室温以上である。   The cooling end temperature is also set to obtain a desired structure, and is 300 ° C. or lower, preferably 200 ° C. or lower. The lower limit of the cooling end temperature is not particularly limited, but is usually room temperature or higher.

冷却速度も所望の組織を得るために設定され、２℃／秒以上、好ましくは５℃／秒以上、さらに好ましくは１０℃／秒以上である。なお冷却速度が８０℃／秒を超えると、靭性が劣化する。従って冷却速度は、８０℃／秒以下、好ましくは７０℃／秒以下、さらに好ましくは５０℃／秒以下とする。   The cooling rate is also set to obtain a desired structure, and is 2 ° C./second or more, preferably 5 ° C./second or more, more preferably 10 ° C./second or more. If the cooling rate exceeds 80 ° C./second, the toughness deteriorates. Therefore, the cooling rate is 80 ° C./second or less, preferably 70 ° C./second or less, more preferably 50 ° C./second or less.

前記のようにしてオンラインで焼入れした鋼は、焼戻し処理して靭性を高める。焼戻し（再加熱）温度は、４５０℃以上、好ましくは４７０℃以上、さらに好ましくは４８０℃以上である。しかし焼戻し温度が高すぎると、強度が低下する。従って焼戻し温度は、５５０℃未満、好ましくは５４０℃以下、さらに好ましくは５３０℃以下とする。   The steel quenched online as described above is tempered to increase toughness. The tempering (reheating) temperature is 450 ° C. or higher, preferably 470 ° C. or higher, more preferably 480 ° C. or higher. However, if the tempering temperature is too high, the strength decreases. Accordingly, the tempering temperature is less than 550 ° C., preferably 540 ° C. or less, more preferably 530 ° C. or less.

以上のようにして得られる鋼板の降伏強さは、６００ＭＰａ以上、好ましくは６８０ＭＰａ以上であり、さらに好ましくは７００ＭＰａ以上であり、最も優れている場合には７５０ＭＰａ以上にできる場合もある。また引張強さは、７００ＭＰａ以上、好ましくは７８０ＭＰａ以上であり、さらに好ましくは８００ＭＰａ以上であり、最も優れている場合には８５０ＭＰａ以上にできる場合もある。降伏強さの上限は特に設定されないが、降伏強さ８００ＭＰａ未満の鋼板も本発明の鋼板に含まれる。また引張強さの上限も特に設定されないが、引張強さ９００ＭＰａ未満の鋼板も本発明に含まれる。   The yield strength of the steel sheet obtained as described above is 600 MPa or more, preferably 680 MPa or more, more preferably 700 MPa or more, and in the best case, it may be 750 MPa or more. Further, the tensile strength is 700 MPa or more, preferably 780 MPa or more, more preferably 800 MPa or more, and in the best case, it may be 850 MPa or more. The upper limit of the yield strength is not particularly set, but a steel plate having a yield strength of less than 800 MPa is also included in the steel plate of the present invention. Moreover, although the upper limit of the tensile strength is not particularly set, a steel plate having a tensile strength of less than 900 MPa is also included in the present invention.

また以上のようにして得られる鋼板は、靭性や溶接性（耐溶接割れ）にも優れており、温度０℃でのｖノッチシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ0）は、例えば、１００Ｊ以上、好ましくは１５０Ｊ以上、さらに好ましくは２００Ｊ以上である。なおｖＥ0の上限は特に設定されないが、ｖＥ0が３００Ｊ以下の鋼板も本発明に含まれる。 The steel sheet obtained as described above is also excellent in toughness and weldability (weld crack resistance), and the v-notch Charpy absorbed energy (vE 0 ) at a temperature of 0 ° C. is, for example, 100 J or more, preferably 150 J. As mentioned above, More preferably, it is 200J or more. Although the upper limit of vE 0 is not particularly set, vE 0 is also included in the present invention the following steel sheet 300 J.

本発明の鋼板の板厚は、例えば、２５〜８０ｍｍ程度、好ましくは３０〜６０ｍｍ程度である。   The plate | board thickness of the steel plate of this invention is about 25-80 mm, for example, Preferably it is about 30-60 mm.

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。   EXAMPLES Hereinafter, the present invention will be described more specifically with reference to examples. However, the present invention is not limited by the following examples, but may be appropriately modified within a range that can meet the purpose described above and below. Of course, it is possible to implement them, and they are all included in the technical scope of the present invention.

実験例１〜２４
表１に示す成分の鋼スラブＡ〜Ｏを、表２に示す条件で加熱し、熱間圧延した後、ただちに冷却し、焼戻しした。得られた鋼板の降伏強さ（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、シャルピー吸収エネルギー（ｖＥ0）を測定した。またＪＩＳ Ｚ ３１５８「ｙ形溶接割れ試験」に基づき、溶接入熱量１．８ｋＪ／ｍｍとして室温（２５℃）で溶接割れ試験を行い、ＪＩＳ規格通り５断面で割れを観察した。 Experimental Examples 1-24
Steel slabs A to O having the components shown in Table 1 were heated under the conditions shown in Table 2 and hot-rolled, and then immediately cooled and tempered. The yield strength (YS), tensile strength (TS), and Charpy absorbed energy (vE 0 ) of the obtained steel sheet were measured. Further, based on JIS Z 3158 “y-type weld cracking test”, a weld cracking test was performed at room temperature (25 ° C.) with a welding heat input of 1.8 kJ / mm, and cracks were observed in five sections according to JIS standards.

詳細を下記表１〜２に示す。   Details are shown in Tables 1 and 2 below.

Figure 0005089224
Figure 0005089224

Figure 0005089224
Figure 0005089224

実験例１、２（スラブＡ）、実験例１０（スラブＢ）、実験例１２〜１３（スラブＣ〜Ｄ）、実験例２１〜２４（スラブＬ〜〜Ｏ）は、いずれもスラブ組成が適切でありかつ製造条件も適切であるため、強度、靭性及び溶接性に優れた鋼板が得られた。   Experimental Examples 1 and 2 (Slab A), Experimental Example 10 (Slab B), Experimental Examples 12 to 13 (Slabs C to D), and Experimental Examples 21 to 24 (Slabs L to O) all have appropriate slab compositions. In addition, since the production conditions are also appropriate, a steel sheet excellent in strength, toughness and weldability was obtained.

一方、実験例３〜９（スラブＡ）及び実験例１１（スラブＢ）は、スラブ組成は適切であるが、製造条件が不適切であるため、強度又は靭性が劣化した。また実験例１４〜２０は、製造条件は適切であるが、スラブ組成が不適切であるため、強度又は溶接性が劣化した。   On the other hand, in Experimental Examples 3 to 9 (Slab A) and Experimental Example 11 (Slab B), the slab composition was appropriate, but the manufacturing conditions were inappropriate, so the strength or toughness deteriorated. In Experimental Examples 14 to 20, although the production conditions were appropriate, the strength or weldability was deteriorated because the slab composition was inappropriate.

実験例２５〜３９
表３に示す成分の鋼を以下の条件で熱間圧延し、オンラインで直接冷却した。得られた鋼板の引張強さ（ＴＳ１）を測定した。
加熱温度：１１００℃
圧延終了温度：８８０〜９３０℃
冷却開始温度：８２０〜８６０℃
冷却速度：３０℃／ｓ
冷却停止温度：２００℃以下 Experimental Examples 25-39
Steels having the components shown in Table 3 were hot-rolled under the following conditions and cooled directly on-line. The tensile strength (TS1) of the obtained steel plate was measured.
Heating temperature: 1100 ° C
Rolling end temperature: 880-930 ° C
Cooling start temperature: 820-860 ° C
Cooling rate: 30 ° C / s
Cooling stop temperature: 200 ° C or less

また冷却条件を空冷にする以外は、前記と同様にして鋼板を得た。得られた鋼板の引張強さ（ＴＳ２）を測定した。引張強さの差（ΔＴＳ＝ＴＳ１−ＴＳ２）を求め、ＢＫ値との関係を整理した。結果を図１に示す。図中、黒丸はＴｉを本発明の範囲で含んでいる例（Ｎｏ．２５〜３６）に対応し、白丸はＴｉが不足する例（Ｎｏ．３７〜３９）に対応する。   Further, a steel plate was obtained in the same manner as described above except that the cooling condition was air cooling. The tensile strength (TS2) of the obtained steel plate was measured. The difference in tensile strength (ΔTS = TS1−TS2) was determined and the relationship with the BK value was arranged. The results are shown in FIG. In the figure, black circles correspond to examples (No. 25 to 36) containing Ti within the scope of the present invention, and white circles correspond to examples (No. 37 to 39) where Ti is insufficient.

図１より明らかなように、Ｔｉが不足する例（白丸）では、ΔＴＳが大きくばらつく。これに対してＴｉを所定量以上添加した例（黒丸）では、ＢＫ値が０以上になると、急速にΔＴＳが安定して向上する。   As is clear from FIG. 1, ΔTS greatly varies in an example where Ti is insufficient (white circle). On the other hand, in the example in which Ti is added in a predetermined amount or more (black circle), ΔTS rapidly and stably improves when the BK value becomes 0 or more.

Figure 0005089224
Figure 0005089224

図１は引張強度の上昇値ΔＴＳ（ＭＰａ）と、ＢＫ値との関係を示すグラフである。FIG. 1 is a graph showing the relationship between the tensile strength increase value ΔTS (MPa) and the BK value.

Claims (4)

Ｃ：０．１１〜０．１８％（質量％の意味。以下、同じ）、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ｍｎ：０．８〜２％、
Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：０．６〜１．５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３％、
Ｎ：０．００２〜０．００６％、及び
Ｏ：０．００４％以下（０％を含まない）を含有し、
残部が鉄及び不可避不純物であり、
下記式によって求まる炭素当量Ｃｅｑ、溶接割れ感受性組成Ｐｃｍ及びＢＫ値が、
Ｃｅｑ（％）：０．５０以下、
Ｐｃｍ（％）：０．２８以下、
ＢＫ（％）：０以上
になっている鋼スラブを、
加熱温度：１０００〜１１７０℃の条件で加熱し、圧延終了温度：８５０〜９５０℃の条件で熱間圧延し、Ａｒ3点より高い温度から３００℃未満までの範囲を冷却速度２〜８０℃／秒で冷却した後、温度：４５０℃以上５５０℃未満の条件で焼戻しすることを特徴とする、
降伏強さ６００ＭＰａ以上、引張強さ７００ＭＰａ以上の耐溶接割れ性に優れたオンライン冷却型高張力鋼板の製造方法。
Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
Ｐｃｍ（％）＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ
ＢＫ（％）＝Ｂ−１１×（Ｎ−Ｔｉ／３．４）／１４
（式中、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｂ、Ｎ、Ｔｉは鋼スラブ中の各元素の含有量（質量％）を示す） C: 0.11 to 0.18% (meaning mass%, hereinafter the same),
Si: 0.05 to 0.5%,
Mn: 0.8-2%,
P: 0.03% or less (excluding 0%),
S: 0.01% or less (excluding 0%),
Al: 0.05% or less (excluding 0%),
Cr: 0.6 to 1.5%
Ti: 0.005 to 0.02%,
B: 0.0005 to 0.003%,
N: 0.002 to 0.006%, and O: 0.004% or less (not including 0%),
The balance is iron and inevitable impurities,
Carbon equivalent Ceq, weld cracking sensitive composition Pcm and BK value obtained by the following formula are:
Ceq (%): 0.50 or less,
Pcm (%): 0.28 or less,
BK (%): Steel slab that is over 0,
Heating temperature: heated at 1000-1170 ° C., hot-rolled at rolling end temperature: 850-950 ° C., and a range from a temperature higher than the Ar 3 point to less than 300 ° C. is 2-80 ° C. / After cooling in seconds, it is tempered at a temperature of 450 ° C. or higher and lower than 550 ° C.,
A method for producing an on-line cooled high-tensile steel sheet having a yield strength of 600 MPa or more and a tensile strength of 700 MPa or more and excellent weld crack resistance.
Ceq (%) = C + Mn / 6 + Si / 24 + Ni / 40 + Cr / 5 + Mo / 4 + V / 14
Pcm (%) = C + Si / 30 + Mn / 20 + Cu / 20 + Ni / 60 + Cr / 20 + Mo / 15 + V / 10 + 5 × B
BK (%) = B-11 * (N-Ti / 3.4) / 14
(In the formula, C, Mn, Si, Ni, Cr, Mo, V, Cu, B, N, and Ti indicate the content (% by mass) of each element in the steel slab) 前記鋼スラブが、さらに
Ｃａ：０．００４％以下（０％を含まない）及び
ＲＥＭ：０．０４％以下（０％を含まない）から選択される少なくとも１種を含有する請求項１に記載のオンライン冷却型高張力鋼板の製造方法。 The steel slab further contains at least one selected from Ca: 0.004% or less (not including 0%) and REM: 0.04% or less (not including 0%). On-line cooling type high strength steel sheet manufacturing method. 前記鋼スラブが、さらに
Ｖ：０．０６％以下（０％を含まない）
を含有する請求項２に記載のオンライン冷却型高張力鋼板の製造方法。 The steel slab is further V: 0.06% or less (excluding 0%)
The manufacturing method of the on-line cooling type high strength steel plate of Claim 2 containing this. 前記鋼スラブが、さらに
Ｎｉ：０．４％以下（０％を含まない）、
Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、及び
Ｍｏ：０．２％以下（０％を含まない）から選択される少なくとも１種を含有する請求項１または２に記載のオンライン冷却型高張力鋼板の製造方法。
The steel slab is further Ni: 0.4% or less (excluding 0%),
The on-line cooling according to claim 1 or 2 , comprising at least one selected from Cu: 0.5% or less (not including 0%) and Mo: 0.2% or less (not including 0%). A method for manufacturing a high strength steel sheet.
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JP5333074B2 (en) * 2009-09-04 2013-11-06 新日鐵住金株式会社 Steel pipe manufacturing method for steel tower
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CN107747043B (en) * 2017-11-13 2019-10-22 山东钢铁股份有限公司 A kind of yield strength 650MPa and above rank is weather-resistance hot rolled H-shaped and its manufacturing method
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JPS6468422A (en) * 1987-09-10 1989-03-14 Sumitomo Metal Ind Production of high tensile steel plate for building
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