JP5621478B2 - High toughness and high deformation steel plate for high strength steel pipe and method for producing the same - Google Patents

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Description

本発明は、高張力厚鋼板およびその製造方法に関し、引張強度600MPaを超える高強度と、降伏比が80%以下の優れた変形能と、シャルピー衝撃試験やDWTT(Drop Weight Tear Test:落重引裂試験)などで評価した場合の高靭性と、を兼ね備え、かつ、パイプとしたときの延性亀裂伝播停止性能にも優れる、天然ガス輸送用の鋼管素材として好適な鋼板およびその製造方法に関する。   The present invention relates to a high-strength thick steel plate and a method for producing the same, high strength exceeding a tensile strength of 600 MPa, excellent deformability with a yield ratio of 80% or less, Charpy impact test, DWTT (Drop Weight Tear Test: drop weight tearing) The present invention relates to a steel sheet suitable as a steel pipe material for transporting natural gas, which has high toughness when evaluated in a test) and has excellent ductility crack propagation stopping performance when used as a pipe, and a method for producing the same.

近年、天然ガスや原油の輸送用として使用されるラインパイプは、高圧化による輸送効率の向上や薄肉化による現地溶接施工効率の向上のため、年々高強度化している。特に、天然ガス輸送パイプラインにおいては、パイプに延性亀裂が発生した場合、亀裂部からのガス流出によるガス圧低下速度より、亀裂伝播速度の方が速い場合には、亀裂開口力が低下しないため、延々と亀裂が伝播してしまうことが想定され、亀裂伝播速度を抑えるために、ラインパイプ母材に高いシャルピー衝撃試験での吸収エネルギー(以下、単にシャルピー吸収エネルギーとも称する)を要求される。寒冷地にあるガス田からのガス輸送の場合には、−30℃といった低温でも200Jを超えるシャルピー吸収エネルギーを満足させなくてはならない場合がある。   In recent years, line pipes used for transportation of natural gas and crude oil have been strengthened year by year in order to improve transportation efficiency by increasing pressure and to improve local welding construction efficiency by reducing wall thickness. In particular, in a natural gas transportation pipeline, when a ductile crack occurs in the pipe, the crack opening force does not decrease when the crack propagation speed is faster than the gas pressure decrease speed due to gas outflow from the crack. In order to suppress the crack propagation rate, it is assumed that the crack propagates endlessly, and the line pipe base material is required to have high absorption energy in the Charpy impact test (hereinafter also simply referred to as Charpy absorption energy). In the case of gas transportation from a gas field in a cold region, it may be necessary to satisfy Charpy absorbed energy exceeding 200 J even at a low temperature of −30 ° C.

また、大地震や凍土地帯における地盤変動によって、ラインパイプに大変形が生じても、延性亀裂発生にいたらないための、高変形能の要求もなされるようになってきた。   In addition, there has been a demand for high deformability to prevent the occurrence of ductile cracks even if a large deformation occurs in a line pipe due to a large earthquake or ground deformation in a frozen land zone.

高変形能の指標として、降伏強度を引張強度で割った降伏比(YR)が使われ、低YR化されるほど亀裂発生の限界歪が向上する。   As an index of high deformability, the yield ratio (YR) obtained by dividing the yield strength by the tensile strength is used, and the lower the YR, the higher the limit strain for crack generation.

鋼材の金属組織を軟質なフェライトと、硬質なベイナイトやマルテンサイトなどが適度に分散した硬質相の2相組織とすることで、低YRとなることが知られており、例えば特許文献1には、上記のような軟質相の中に硬質相が適度に分散した組織を得る製造方法として、焼入れ(Q)と焼戻し(T)の中間に、フェライトとオーステナイト相の2相域からの焼入れ(Q’)を施す熱処理方法が開示されている。   It is known that a low YR is obtained by making the metal structure of a steel material a two-phase structure of soft ferrite and a hard phase in which hard bainite and martensite are appropriately dispersed. As a production method for obtaining a structure in which a hard phase is moderately dispersed in the soft phase as described above, quenching from a two-phase region of ferrite and austenite phase (Q) between quenching (Q) and tempering (T) (Q A heat treatment method for applying ') is disclosed.

また、特許文献2には、軟質相を加工フェライトとしたフェライト+ベイナイト+マルテンサイト組織により低YR化が達成されることが開示されている。   Patent Document 2 discloses that a low YR can be achieved by a ferrite + bainite + martensite structure in which a soft phase is processed ferrite.

さらに、特許文献3には、ベイナイト中に島状マルテンサイトを分散させて低YRと高シャルピー吸収エネルギーを両立させることが開示されている。   Further, Patent Document 3 discloses that island-like martensite is dispersed in bainite to achieve both low YR and high Charpy absorbed energy.

特開昭55−97425号公報JP-A-55-97425 特開平08―209291号公報Japanese Patent Laid-Open No. 08-209291 特開2006―265577号公報JP 2006-265577 A

しかしながら、特許文献1に記載の技術では多数回の熱処理を行う必要があり、生産性が低下し、製造コストが上昇する。   However, in the technique described in Patent Document 1, it is necessary to perform heat treatment a number of times, which decreases productivity and increases manufacturing cost.

特許文献2に記載の技術による高靱性化は延性−脆性破面率の改善のために、フェライトの集合組織を積極的に発達させることによって得られるもので、シャルピー衝撃試験片の破面にはセパレーションが発生し、シャルピー吸収エネルギーはむしろ低下する。   High toughness by the technique described in Patent Document 2 is obtained by actively developing a texture of ferrite in order to improve the ductility-brittle fracture surface ratio. Separation occurs and the Charpy absorbed energy is rather lowered.

特許文献3に記載の技術による低YRと高シャルピー吸収エネルギーの両立は、上述のフェライトの集合組織に起因したセパレーションの発生を抑制するよう、圧延終了温度をAr変態点を超える高い温度としているが、近年の研究では、このようなフェライトが生成しにくい圧延終了温度としても、セパレーション生成に伴うシャルピー吸収エネルギーの低下が起こりうることが判明した。
そこで、本発明は、生産性の低下や製造コストの上昇を伴わず、高強度、低YR、および高シャルピー吸収エネルギーを兼ね備えた厚鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
The coexistence of low YR and high Charpy absorbed energy by the technique described in Patent Document 3 sets the rolling end temperature to a high temperature exceeding the Ar 3 transformation point so as to suppress the occurrence of separation due to the ferrite texture described above. However, recent research has revealed that the Charpy absorbed energy can be reduced due to the generation of separation even at the rolling end temperature at which such ferrite is difficult to generate.
Accordingly, an object of the present invention is to provide a thick steel plate having high strength, low YR, and high Charpy absorbed energy, and a method for manufacturing the same without lowering productivity and increasing manufacturing cost.

発明者等はまず、目標とする脆性亀裂伝播停止性能を得るために、許容されるセパレーション発生量を定量化した。図1に示すようなシャルピー衝撃試験片の破面上に生成するセパレーションに対し、図2に示すように、長さが1mm以上の全てのセパレーションの長さを測定し、それらの総和を破面断面積(すなわち、被検面の面積)で除した値(SI:セパレーションインデックス)を用い、シャルピー吸収エネルギーとの関係を求めたところ、図3に示すような関係が得られることがわかった。これらの結果より、試験温度が−30℃のときに200Jを超えるような高いシャルピー吸収エネルギーを得るためには、少なくともセパレーションインデックスを0.05(mm−1)以下とする必要があることを知見した。
次に、ベイナイトを主体とする母相と、前記母相中に分散して存在する第2相として島状マルテンサイトを有する二相組織鋼板を製造するにあたり、特に、圧延終了温度をAr変態点を超える高い温度としても、シャルピー衝撃試験片にセパレーションが発生してしまう原因について鋭意研究を行った。
(1)その結果、延性-脆性遷移挙動を向上させるために実施する950℃以下のオーステナイト未再結晶温度域での強圧下により、オーステナイト組織に形成された集合組織が、その後の加速冷却の際に変態して生成するベイナイトに受け継がれること、
(2)および、この強圧下により、オーステナイト粒界での拡散変態が促進され、加速冷却を開始する温度がAr変態点以上であっても一部のオーステナイト粒界で初析フェライトが生成し、この粒界上のフェライトもまたセパレーション発生の原因となること、
(3)さらに、鋼中に存在するMnSが、前記オーステナイト粒界からの初析フェライト生成を促進すること、ただしCa添加による硫化物形態制御によりMnSをCaSのようなCa系介在物とすることで無害化できること、
を見出した。
The inventors first quantified the amount of separation that was allowed in order to obtain the desired brittle crack propagation stopping performance. For the separation generated on the fracture surface of the Charpy impact test piece as shown in FIG. 1, measure the length of all separations with a length of 1 mm or more as shown in FIG. Using the value (SI: separation index) divided by the cross-sectional area (that is, the area of the test surface) and determining the relationship with Charpy absorbed energy, it was found that the relationship shown in FIG. 3 was obtained. From these results, in order to obtain high Charpy absorbed energy exceeding 200 J when the test temperature is −30 ° C., it is found that at least the separation index needs to be 0.05 (mm −1 ) or less. did.
Next, in manufacturing a duplex steel sheet having a matrix mainly composed of bainite and island-like martensite as a second phase dispersed and present in the matrix, particularly the rolling end temperature is set to Ar 3 transformation. We conducted intensive research on the cause of separation in Charpy impact specimens even at high temperatures exceeding the point.
(1) As a result, the aggregate structure formed in the austenite structure is subjected to accelerated cooling in the subsequent abrupt pressure in the austenite non-recrystallization temperature range of 950 ° C. or less, which is performed to improve the ductile-brittle transition behavior. To be inherited by bainite produced by transformation to
(2) And under this strong pressure, diffusion transformation at the austenite grain boundary is promoted, and proeutectoid ferrite is generated at some austenite grain boundaries even when the temperature at which accelerated cooling starts is higher than the Ar 3 transformation point. The ferrite on this grain boundary can also cause separation.
(3) Further, MnS present in the steel promotes the formation of pro-eutectoid ferrite from the austenite grain boundaries, except that MnS is converted to a Ca-based inclusion such as CaS by controlling the form of sulfide by adding Ca. Can be detoxified,
I found.

本発明は上記した知見を元に、さらに検討を加えてなされたもので、その要旨は以下の通りである。   The present invention has been made on the basis of the above-described findings and further studies, and the gist thereof is as follows.

第一の発明は、質量%で、C:0.04〜0.08%、Si:0.05〜0.5%、Mn:1.8〜3.0%、P:0.008%以下、S:0.0006%以下、O:0.003%以下、N:0.006%以下、Al:0.003〜0.05%、Ni:0.1〜1.0%、Cr:0.01〜0.5%、Nb:0.01〜0.05%、Ti:0.005〜0.020%を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、金属組織がベイナイトを主体とし、前記ベイナイト中に第2相として島状マルテンサイトが面積率で5〜15%均一分散し、旧オーステナイト粒界に存在するフェライト相の面積率が全金属組織の5%以下であって、−30℃の試験温度でシャルピー衝撃試験を行った際の、シャルピー衝撃試験片の破面に存在するセパレーションが下記式(1)で定義されるセパレーションインデックスが0.05(mm−1)以下であることを特徴とする、高靱性かつ高変形性高強度鋼管用鋼板である。 1st invention is the mass%, C: 0.04-0.08%, Si: 0.05-0.5%, Mn: 1.8-3.0%, P: 0.008% or less , S: 0.0006% or less, O: 0.003% or less, N: 0.006% or less, Al: 0.003-0.05%, Ni: 0.1-1.0%, Cr: 0 .01 to 0.5%, Nb: 0.01 to 0.05%, Ti: 0.005 to 0.020%, the balance being Fe and inevitable impurities, the metal structure being mainly bainite, In the bainite, island-like martensite as the second phase is uniformly dispersed in an area ratio of 5 to 15%, and the area ratio of the ferrite phase existing in the prior austenite grain boundaries is 5% or less of the total metal structure, and −30 Separators present on the fracture surface of Charpy impact test pieces when performing Charpy impact tests at a test temperature of ℃ And wherein the separation index ® emission is defined by the following formula (1) is 0.05 (mm -1) or less, a high toughness and high deformability strength steel pipe for a steel sheet.

第二の発明は、さらに、質量%で、Cu:0.10〜1.0%、Mo:0.01〜0.5%、V:0.003〜0.08%の中から選ばれる1種または2種以上を含有することを特徴とする第一の発明に記載の高靱性かつ高変形性高強度鋼管用鋼板である。   The second invention is further selected by mass% from Cu: 0.10 to 1.0%, Mo: 0.01 to 0.5%, V: 0.003 to 0.08% 1 A high toughness and high deformability high strength steel pipe steel plate according to the first invention, characterized by containing seeds or two or more.

第三の発明は、さらに、質量%で、B:0.0005〜0.0030%を含有し、かつ、BとTiとNが下記式(2)を満足することを特徴とする第一または第二の発明に記載の高靱性かつ高変形性高強度鋼管用鋼板である。   The third invention is further characterized in that, in mass%, B: 0.0005 to 0.0030% is contained, and B, Ti, and N satisfy the following formula (2): It is a steel plate for high toughness and high deformability high strength steel pipes described in the second invention.

なお、上記式中の[M]は、鋼中に含有される元素Mの量(質量%)を示す。       In addition, [M] in the said formula shows the quantity (mass%) of the element M contained in steel.


第四の発明は、さらに、質量%で、Ca:0.0005〜0.0040%を含有しかつ、CaとOとSが下記式(3)を満足することを特徴とする第一乃至第三の発明の何れかに記載の高靱性かつ高変形性高強度鋼管用鋼板である。

According to a fourth aspect of the present invention, the first to the second aspect is characterized by further containing, by mass%, Ca: 0.0005 to 0.0040%, and Ca, O, and S satisfy the following formula (3): A high-toughness and high-deformability high-strength steel pipe steel plate according to any one of the three inventions.

なお、上記式中の[M]は、鋼中に含有される元素Mの量(質量%)を示す。
第五の発明は、第一乃至第四の発明の何れかに記載の組成を有する鋼を、連続鋳造して鋼片を製造し、該鋼片をAc変態点以上1100℃以下に加熱後、熱間圧延を開始し、950℃以下の温度域における累積圧下率を40〜66%とする熱間圧延を行った後、Ar変態点以上の温度から冷却速度10〜80℃/sで加速冷却を開始し、400〜600℃の温度域で加速冷却を停止した後、ただちに、600〜680℃の温度範囲に再加熱し、以後、空冷することを特徴とする高靱性かつ高変形性高強度鋼管用鋼板の製造方法である。
In addition, [M] in the said formula shows the quantity (mass%) of the element M contained in steel.
According to a fifth invention, a steel having the composition according to any one of the first to fourth inventions is continuously cast to produce a steel slab, and the steel slab is heated to an Ac 3 transformation point or higher and 1100 ° C. or lower. Then, after hot rolling was started and hot rolling was performed with a cumulative reduction in the temperature range of 950 ° C. or lower being 40 to 66%, the cooling rate was 10 to 80 ° C./s from the temperature above the Ar 3 transformation point. Highly tough and highly deformable, characterized by starting accelerated cooling, stopping accelerated cooling in the temperature range of 400 to 600 ° C., immediately reheating to 600 to 680 ° C., and then air cooling. It is a manufacturing method of the steel plate for high strength steel pipes.

第六の発明は、さらに、950℃以下の温度域での熱間圧延における各圧延パス1回当りの圧下率の平均が10%以下であることを特徴とする第五の発明に記載の高靱性かつ高変形性高強度鋼管用鋼板の製造方法である。   According to a sixth aspect of the present invention, the average rolling reduction per rolling pass in the hot rolling at a temperature range of 950 ° C. or lower is 10% or lower. This is a method for producing a tough and highly deformable high strength steel pipe steel sheet.

本発明によれば、80%以下の低降伏比と試験温度:−20℃において85%以上のDWTT延性破面率、および試験温度:−30℃において200J以上のシャルピー衝撃値を達成する、高靱性かつ高変形性能を有する、天然ガス輸送用ラインパイプ用引張強度600MPa超えの厚肉高張力鋼板の製造が可能となり、産業上極めて有用である。   According to the present invention, a low yield ratio of 80% or less and a test temperature: DWTT ductile fracture ratio of 85% or more at −20 ° C., and a Charpy impact value of 200 J or more at −30 ° C., high It is possible to produce a thick high-tensile steel sheet having a tensile strength exceeding 600 MPa for a natural gas transportation line pipe having toughness and high deformation performance, which is extremely useful industrially.

シャルピー衝撃試験片の破面外観を示す写真である。It is a photograph which shows the fracture surface appearance of a Charpy impact test piece. セパレーションインデックス(SI)の算出方法を説明する図である。It is a figure explaining the calculation method of a separation index (SI). シャルピー吸収エネルギーとセパレーションインデックスとの関係を説明する図である。It is a figure explaining the relationship between Charpy absorbed energy and a separation index.

以下に本発明の成分組成、金属組織および製造方法について説明する。   The component composition, metal structure and production method of the present invention will be described below.

[成分組成]
本発明の鋼の成分組成を規定した理由を説明する。なお、成分%は全て質量%を意味する。
[Ingredient composition]
The reason for defining the composition of the steel of the present invention will be described. In addition, all component% means the mass%.

C:0.04〜0.08%
Cは本発明においては、鋼のベイナイト組織中に島状マルテンサイトを分散させ、低YRを得るために重要な元素である。すなわち、ベイナイト組織より硬質な島状マルテンサイト中にCを濃化させて生成させる必要があり、かつ、低YRとするために十分な島状マルテンサイトの面積率を得るためには0.04%以上の含有が必要であるが、0.08%を超えて含有すると、板厚中央偏析部の島状マルテンサイトが増加し、シャルピー吸収エネルギーの低下を引き起こすため、C量は0.04〜0.08%の範囲とする。
C: 0.04 to 0.08%
In the present invention, C is an important element for obtaining a low YR by dispersing island martensite in the bainite structure of steel. That is, it is necessary to concentrate and form C in island martensite harder than the bainite structure, and 0.04 in order to obtain a sufficient area ratio of island martensite for a low YR. However, if the content exceeds 0.08%, island martensite in the central segregation portion of the plate thickness increases, causing a decrease in Charpy absorbed energy. The range is 0.08%.

Si:0.05〜0.5%
Siは固溶強化能を有する元素であり、0.05%以上含有すると母材およびHAZの強度を上昇させるので有効である。しかし、0.5%を超えて含有すると母材およびHAZにおいて島状マルテンサイトが生成しやすくなる。特に、板厚中央偏析部のような、Mn、Pが濃化した領域でこの効果は顕著であり、母材シャルピー吸収エネルギーの低下を引き起こすため、Si量は0.05〜0.5%の範囲とする。
Si: 0.05-0.5%
Si is an element having a solid solution strengthening ability, and if contained at 0.05% or more, it is effective because it increases the strength of the base material and the HAZ. However, if the content exceeds 0.5%, island martensite is likely to be generated in the base material and HAZ. In particular, this effect is remarkable in a region where Mn and P are concentrated, such as a plate thickness central segregation portion, and causes a decrease in the base metal Charpy absorption energy. Therefore, the Si amount is 0.05 to 0.5%. Range.

Mn:1.8〜3.0%
Mnは焼入性向上元素として作用する。さらに、多量に添加することで、フェライトに固溶できるC量を低減する効果があり、鋼のオーステナイト域から加速冷却でベイナイト変態させる際、未変態オーステナイト領域へのC濃化を大きくするので、島状マルテンサイトの生成量を増加させることができる。
後述のように、島状マルテンサイトの面積率を5%以上とするためには、少なくとも1.8%のMn含有が必要である。一方、連続鋳造プロセスでは中心偏析部の濃度上昇が著しく、3.0%を超えて含有すると、多量な島状マルテンサイトの生成により母材吸収エネルギーの低下を招くため、Mn量は1.8〜3.0%の範囲とする。
Mn: 1.8-3.0%
Mn acts as a hardenability improving element. Furthermore, by adding a large amount, there is an effect of reducing the amount of C that can be dissolved in the ferrite, when increasing the concentration of C to the untransformed austenite region when bainite transformation by accelerated cooling from the austenite region of steel, The generation amount of island martensite can be increased.
As will be described later, in order to make the area ratio of the island-like martensite 5% or more, it is necessary to contain at least 1.8% of Mn. On the other hand, in the continuous casting process, the concentration of the central segregation part is remarkably increased, and if the content exceeds 3.0%, a large amount of island-like martensite is caused to decrease the base material absorption energy. The range is -3.0%.

P:0.008%以下
Pは鋼中に不可避不純物として存在する。特に板厚中心部での偏析が著しい元素であり、島状マルテンサイトの増加を引き起こし、母材のシャルピー吸収エネルギーを低下させるため、P量の上限は0.008%とする。好ましくは、0.006%以下である。
P: 0.008% or less P is present as an inevitable impurity in steel. In particular, the segregation at the central portion of the plate thickness is an element that causes remarkable increase in island martensite and lowers the Charpy absorbed energy of the base material. Therefore, the upper limit of the P content is set to 0.008%. Preferably, it is 0.006% or less.

S:0.0006%以下
Sもまた鋼中に不可避不純物として存在する。特に介在物として存在し、鋼の清浄度を低下させ、母材シャルピー吸収エネルギーに悪影響を及ぼすため、S量の上限は0.0006%とする。好ましくは、0.0004%以下である。
S: 0.0006% or less S is also present as an inevitable impurity in the steel. In particular, the upper limit of the amount of S is set to 0.0006% because it exists as inclusions and lowers the cleanliness of steel and adversely affects the base metal Charpy absorbed energy. Preferably, it is 0.0004% or less.

O:0.003%以下
Oは、通常、鋼中の不可避不純物として存在し、酸化物系介在物の生成の原因となる。特に、0.003%以上存在すると、粗大な介在物が生成し、母材のシャルピー吸収エネルギー低下を低下させるため、O量の上限は0.003%とする。
O: 0.003% or less O is usually present as an inevitable impurity in steel and causes generation of oxide inclusions. In particular, when 0.003% or more is present, coarse inclusions are generated and the reduction in Charpy absorbed energy of the base material is reduced, so the upper limit of the O amount is set to 0.003%.

N:0.006%以下
Nは、通常、鋼中の不可避不純物として存在するが、後述の通りTi添加を行うことで、TiNを形成し、オーステナイト粒の粗大化を抑制する。ただし、N量が0.006%を超える場合、溶接部、特に溶融線近傍の1450℃以上に加熱された領域でTiNが分解すると固溶Nが鋼の靱性を著しく低下させるため、N量の上限は0.006%とする。
N: 0.006% or less N is usually present as an unavoidable impurity in steel, but by adding Ti as described later, TiN is formed and coarsening of austenite grains is suppressed. However, if the amount of N exceeds 0.006%, if TiN decomposes in the welded portion, particularly in the region heated to 1450 ° C. or more near the melting line, solid solution N significantly reduces the toughness of the steel. The upper limit is 0.006%.

Al:0.003〜0.05%
Alは脱酸元素として作用する。0.003%以上の含有で十分な脱酸効果が得られるが、0.05%超えて含有すると偏析部も含めて鋼の清浄度が低下し、靭性低下の原因となるため、Al量は0.003〜0.05%の範囲とする。
Al: 0.003-0.05%
Al acts as a deoxidizing element. A sufficient deoxidation effect can be obtained with a content of 0.003% or more, but if it exceeds 0.05%, the cleanliness of the steel including the segregation part is lowered and the toughness is reduced. The range is 0.003 to 0.05%.

Ni:0.1〜1.0%
Niは、焼入性向上元素として作用するほか、多量に添加しても靱性劣化を起こさないため、有用な元素である。この効果を得るために、0.1%以上の含有が必要であるが、高価な元素であるため、Ni量の上限は1.0%とする。
Ni: 0.1 to 1.0%
Ni is a useful element because it acts as a hardenability improving element and does not cause toughness deterioration even when added in a large amount. In order to acquire this effect, 0.1% or more must be contained. However, since it is an expensive element, the upper limit of the Ni content is 1.0%.

Cr:0.01〜0.5%
Crもまた0.01%以上の含有によって焼入性向上元素として作用し、多量のMn添加の代替とすることができる。しかし、0.5%を超えて含有するとHAZ靱性が著しく劣化するため、Cr量は0.01〜0.5%の範囲とする。
Cr: 0.01 to 0.5%
Cr also acts as a hardenability improving element when contained in an amount of 0.01% or more, and can be used as a substitute for adding a large amount of Mn. However, if the content exceeds 0.5%, the HAZ toughness deteriorates remarkably, so the Cr content is in the range of 0.01 to 0.5%.

Nb:0.01〜0.05%
Nbは炭化物を形成することで、特に2回以上の溶接熱サイクルを受ける溶接熱影響部(HAZ)の焼戻し軟化を防止して、引張強度600MPaを超える高強度ラインパイプ用鋼板として必要なHAZ強度を得るために必要な元素である。
Nb: 0.01 to 0.05%
Nb forms carbides to prevent temper softening of the weld heat affected zone (HAZ) that is subjected to two or more welding heat cycles, and has a HAZ strength necessary as a steel plate for high-strength line pipes with a tensile strength exceeding 600 MPa. It is an element necessary for obtaining.

また、熱間圧延時のオーステナイト未再結晶温度領域を高温側に拡大する効果もあり、特に950℃まで未再結晶温度領域とするためには0.01%以上の含有が必要である。一方、0.05%を超えて含有すると、ベイナイト中の島状マルテンサイトの生成が著しくなり、母材のシャルピー吸収エネルギーを低下させることから、Nb量は0.01〜0.05%の範囲とする。   Moreover, there is also an effect of expanding the austenite non-recrystallization temperature region at the time of hot rolling to a high temperature side, and in order to make the non-recrystallization temperature region particularly up to 950 ° C., the content of 0.01% or more is necessary. On the other hand, if it exceeds 0.05%, the formation of island martensite in bainite becomes remarkable and the Charpy absorbed energy of the base material is reduced, so the Nb content is in the range of 0.01 to 0.05%. .

Ti:0.005〜0.020%
Tiは窒化物を形成し、鋼中の固溶N量低減に有効であるほか、析出したTiNがピンニング効果でオーステナイト粒の粗大化を抑制することで、母材およびHAZの靱性向上に寄与する。必要なピンニング効果を得るためには0.005%以上の含有が必要であるが、0.020%を超えて含有すると炭化物を形成するようになり、その析出硬化で靱性が著しく劣化するため、Ti量は0.005〜0.020%の範囲とする。
Ti: 0.005-0.020%
Ti forms nitrides and is effective in reducing the amount of solute N in the steel, and the precipitated TiN suppresses the austenite grain coarsening by the pinning effect, thereby contributing to the improvement of the toughness of the base material and the HAZ. . In order to obtain the required pinning effect, 0.005% or more is necessary, but if it exceeds 0.020%, carbides are formed, and the toughness is significantly deteriorated due to precipitation hardening. The Ti amount is in the range of 0.005 to 0.020%.

本発明の基本成分組成は以上であるが、更に強度を上昇させる場合、Cu、Mo、Vの1種または2種以上を添加することができる。また、靭性向上の観点から、B、Caを選択元素として含有することもできる。   Although the basic component composition of the present invention is as described above, one or more of Cu, Mo, and V can be added to further increase the strength. Moreover, B and Ca can also be contained as a selective element from a viewpoint of a toughness improvement.

Cu:0.1〜1.0%
Cuは0.1%以上の含有によって焼入性向上元素として作用し、多量のMn添加の代替とすることができる。しかし、1.0%を超えて含有すると、過飽和に固溶したCuが加速冷却後の再加熱時に析出し、特に鋼の降伏強度が析出硬化によって上昇する結果、低YRとすることが困難となるため、Cuを含有する場合は、0.1〜1.0%の範囲とすることが好ましい。
Cu: 0.1 to 1.0%
When Cu is contained in an amount of 0.1% or more, it acts as a hardenability improving element and can be used as a substitute for adding a large amount of Mn. However, if it exceeds 1.0%, Cu dissolved in supersaturation is precipitated during reheating after accelerated cooling, and the yield strength of steel is increased by precipitation hardening, and as a result, it is difficult to achieve low YR. Therefore, when it contains Cu, it is preferable to set it as 0.1 to 1.0% of range.

Mo:0.01〜0.5%
Moは0.01%以上の含有によって焼入性向上元素として作用し、多量のMn添加の代替とすることができる。しかし、高価な元素であり、かつ0.5%を超えて含有しても強度上昇は飽和するため、Moを添加する場合は、0.01〜0.5%の範囲とすることが好ましい。
Mo: 0.01 to 0.5%
When Mo is contained in an amount of 0.01% or more, it acts as a hardenability improving element and can be used as a substitute for adding a large amount of Mn. However, since it is an expensive element and the increase in strength is saturated even if it is contained in an amount exceeding 0.5%, when Mo is added, the content is preferably in the range of 0.01 to 0.5%.

V:0.01〜0.08%
VはNbとの複合添加により、多重溶接熱サイクル時に析出硬化するので、このような多層溶接時のHAZ軟化防止に寄与する。0.01%以上含有することで、軟化防止効果が発現するが、0.08%を超えて含有すると析出硬化が著しくHAZ靱性を劣化させるため、Vを含有する場合は、0.01〜0.08%の範囲とすることが好ましい。
V: 0.01 to 0.08%
V is precipitated and hardened during the multiple welding heat cycle due to the combined addition with Nb, which contributes to the prevention of HAZ softening during multi-layer welding. When contained in an amount of 0.01% or more, the effect of preventing softening is manifested. However, if the content exceeds 0.08%, precipitation hardening remarkably deteriorates the HAZ toughness. A range of 0.08% is preferable.

B:0.0005〜0.0030%
Bはオーステナイト粒界に偏析し、フェライト変態を抑制することで、粒界フェライト生成に起因した母材シャルピー吸収エネルギーの低下を抑制できる。この効果は、0.0005%以上の含有により発揮されるが、0.0030%を超えて含有してもその効果は飽和するため、Bを添加する場合は、0.0005〜0.0030%の範囲とすることが好ましい。
B: 0.0005 to 0.0030%
B segregates at austenite grain boundaries and suppresses ferrite transformation, thereby suppressing a decrease in base metal Charpy absorption energy due to the formation of grain boundary ferrite. This effect is exhibited by the content of 0.0005% or more, but even if it exceeds 0.0030%, the effect is saturated, so when adding B, 0.0005 to 0.0030% It is preferable to set it as the range.

さらに、Bは鋼中の固溶Nと結合してBNを形成しやすいため、十分な固溶B量を確保するために、固溶N量に対応する量を上回るようにしなくてはならない。一方、鋼中のNは上述の通りTiと結合してTiNを形成するため、N量と添加Ti量の化学量論比より固溶N量が計算される。よって、Bを含有する場合には、上記式(2)に示すようにB量が固溶N量(=[N]−[Ti]/3.4)以上となるようB、N、Ti量を制御することが好ましい。なお、上記式(2)中の[M]は、鋼中に含有される元素Mの量(質量%)を示す。   Furthermore, since B is likely to form BN by combining with solid solution N in steel, in order to ensure a sufficient amount of solid solution B, the amount must exceed the amount corresponding to the amount of solid solution N. On the other hand, since N in steel combines with Ti to form TiN as described above, the amount of solute N is calculated from the stoichiometric ratio of the amount of N and the amount of added Ti. Therefore, when B is contained, the amounts of B, N, and Ti are set so that the amount of B becomes equal to or more than the amount of dissolved N (= [N]-[Ti] /3.4) as shown in the above formula (2). Is preferably controlled. In addition, [M] in the said Formula (2) shows the quantity (mass%) of the element M contained in steel.

Ca: 0.0005〜0.0040%
製鋼プロセスにおいて、Ca含有量が0.0005%未満の場合、脱酸反応支配でCaSの確保が難しく靱性改善効果が得られず、一方、Ca含有量が0.0040%を超えた場合、粗大CaOが生成しやすくなり、取鍋のノズル閉塞の原因となり、生産性を阻害する。このため、Ca含有量を含有する場合には0.0005〜0.0040%の範囲とすることが好ましい。
Ca: 0.0005 to 0.0040%
In the steelmaking process, when the Ca content is less than 0.0005%, it is difficult to secure CaS due to the deoxidation reaction, and the toughness improving effect cannot be obtained. On the other hand, when the Ca content exceeds 0.0040%, it is coarse. CaO is likely to be generated, which causes clogging of the ladle nozzle and hinders productivity. For this reason, when it contains Ca content, it is preferable to set it as 0.0005 to 0.0040% of range.

本パラメータ式(3)は、母材のシャルピー吸収エネルギーを低下させる鋼中非金属介在物であるMnSを、Ca添加によって無害なCaO・CaSに形態制御するための鋼中O、S含有量とCa含有量との関係を規定したものである。式(3)を満たすことにより、粗大で靱性に悪影響を及ぼすMnS系の介在物生成を抑制するとともに、過剰なCa添加により生成するCaO・CaSの粗大化を抑制することにより、シャルピー吸収エネルギーの低下を防止する。なお、上記式中の[M]は、鋼中に含有される元素Mの量(質量%)を示す。   This parameter formula (3) is based on the contents of O and S in steel for controlling the form of MnS, which is a non-metallic inclusion in steel, which reduces the Charpy absorbed energy of the base metal, to harmless CaO / CaS by adding Ca. It defines the relationship with the Ca content. By satisfying the formula (3), the formation of MnS-based inclusions that are coarse and adversely affect toughness is suppressed, and the coarsening of CaO · CaS generated by excessive Ca addition is suppressed, thereby reducing the Charpy absorbed energy. Prevent decline. In addition, [M] in the said formula shows the quantity (mass%) of the element M contained in steel.

上記パラメータ式(3)を、より具体的に、以下に説明する。   The parameter equation (3) will be described more specifically below.

Caは硫化物形成能を持ち、添加されると製鋼時の溶鋼中でシャルピー吸収エネルギーを低下させるMnSの生成を抑制し、代わりに比較的靱性に無害なCaSを形成する。ただし、Caは酸化物形成元素でもあるため、まず酸化物として消費される分を見込んだ量を添加する必要がある。すなわち、粗大で靱性に悪影響を及ぼす介在物生成抑制の観点から、O:0.003%以下、S:0.001%以下とした上で、CaO生成分を除いた有効CaO量(以下Ca*と記す)を実験結果の回帰による下記式(a)のように規定し、さらに下記式(b)に示すように、CaとSの化学量論比1.25で有効Ca*を割った値が鋼中S量になるようにCaを添加した場合、鋼中Sが全てCaSの生成に費やされる。   Ca has the ability to form sulfides, and when added, suppresses the generation of MnS, which lowers the Charpy absorbed energy in the molten steel during steelmaking, and forms CaS that is relatively harmless to toughness instead. However, since Ca is also an oxide-forming element, it is necessary to first add an amount that allows for consumption as an oxide. That is, from the viewpoint of suppressing inclusion formation that is coarse and adversely affects toughness, O: 0.003% or less, S: 0.001% or less, and effective CaO amount excluding CaO generation (hereinafter referred to as Ca *) Is defined as the following formula (a) by regression of the experimental results, and further, as shown in the following formula (b), the value obtained by dividing the effective Ca * by the stoichiometric ratio of Ca and S of 1.25 When Ca is added so that the amount of S in steel becomes the amount of S, all of the S in steel is spent on the production of CaS.

なお、下記式(a)、(b)、(c)中の[M]は、鋼中に含有される元素Mの量(質量%)を示す。   In addition, [M] in following formula (a), (b), (c) shows the quantity (mass%) of the element M contained in steel.

一方、Ca含有量が過剰になると、生成するCaO・CaSの粗大化が生じ、シャルピー吸収エネルギーが低下することも判明した。実験室的な検討結果より、このCa粗大化を抑制するには、下記式(c)を満たすことが求められる。   On the other hand, it was also found that when the Ca content is excessive, the CaO · CaS produced is coarsened and the Charpy absorbed energy is reduced. From the results of laboratory studies, it is required to satisfy the following formula (c) in order to suppress this Ca coarsening.

以上より、上記式(b)と式(c)で挟まれる範囲として上述したパラメータ式(3)が規定される。 From the above, the parameter formula (3) described above is defined as a range between the formula (b) and the formula (c).

本発明の鋼材において、上記以外の成分は、Feおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の効果を損なわない範囲内であれば、上記以外の成分を含有することができる。   In the steel material of the present invention, components other than those described above are Fe and inevitable impurities. However, components other than those described above can be contained as long as the effects of the present invention are not impaired.

[金属組織]
金属組織はベイナイトを主体とし、この母相(第1相)であるベイナイト中に、第2相として、島状マルテンサイトが面積率で5〜15%均一分散し、旧オーステナイト粒界に存在するフェライト相の面積率が全金属組織の5%以下とする。
[Metal structure]
The metal structure is mainly composed of bainite, and in the bainite that is the parent phase (first phase), as the second phase, island-like martensite is uniformly dispersed in an area ratio of 5 to 15% and exists in the prior austenite grain boundaries. The area ratio of the ferrite phase is 5% or less of the total metal structure.

加速冷却の冷却速度不足等でフェライト主体の組織となった場合、600MPaを超える引張強度の達成が困難となる。一方、マルテンサイト主体の組織とすると、強度は十分確保できるものの、靱性が低下する。このため、金属組織はベイナイトを主体とした組織とする。ベイナイトの面積率は、85%以上が好ましく、90%以上がさらに好ましい。   When the structure is mainly composed of ferrite due to insufficient cooling rate of accelerated cooling, it becomes difficult to achieve a tensile strength exceeding 600 MPa. On the other hand, if the structure is mainly composed of martensite, the toughness is lowered although sufficient strength can be secured. For this reason, the metal structure is a structure mainly composed of bainite. The area ratio of bainite is preferably 85% or more, and more preferably 90% or more.

島状マルテンサイトの面積率:5〜15%
低降伏比を達成するため、ベイナイト中に母相となるベイナイトより硬い第2相として、島状マルテンサイトを均一に分散生成させる。島状マルテンサイトの面積率が5%未満では、降伏比が十分に低くならないため、島状マルテンサイトの面積率の下限を5%とする。
Area ratio of island martensite: 5-15%
In order to achieve a low yield ratio, island-like martensite is uniformly dispersed and formed as a second phase harder than bainite as a parent phase in bainite. If the area ratio of island martensite is less than 5%, the yield ratio is not sufficiently low. Therefore, the lower limit of the area ratio of island martensite is set to 5%.

一方、面積率が15%を超えると、母材靱性が著しく劣化するため、島状マルテンサイトの面積率は5〜15%の範囲とする。なお、島状マルテンサイト面積率が15%以下であっても、例えば、旧オーステナイト粒界上にのみ存在するといったような、特定の箇所に偏在してしまうと、靱性低下をもたらすため、ベイナイトの中に均一に分散していることが好ましい。   On the other hand, if the area ratio exceeds 15%, the base material toughness deteriorates remarkably, so the area ratio of the island-like martensite is set in the range of 5 to 15%. In addition, even if the island-like martensite area ratio is 15% or less, for example, if it is unevenly distributed in a specific place such as existing only on the prior austenite grain boundary, it causes a decrease in toughness. It is preferable that it is uniformly dispersed therein.

旧オーステナイト粒界から生成したフェライトの面積率:5%以下
さらに、旧オーステナイト粒界から生成したフェライト(以下、粒界フェライトとも記す)の面積率が5%を超えると、シャルピー吸収エネルギーが著しく低下する。これは、未再結晶温度域圧延等、低温域での圧延によって、オーステナイト粒が圧延方向に伸長し、オーステナイト粒界が圧延面(鋼板面)に平行に並ぶようになり、これらのオーステナイト粒界からフェライト変態が生じると、圧延面(鋼板面)に平行にフェライト粒が並び、シャルピー衝撃試験時に延性破壊する際、主亀裂の進行に先立ち、鋼板面に平行な方向でへき開破壊を生じるため、延性亀裂伝播時のエネルギーが低下するからである。逆に、これらの鋼板面に平行に並ぶ粒界フェライトがなければ、鋼板面に平行な方向のへき開破壊が抑制されて、高い吸収エネルギーを得ることができる。従って、粒界フェライトの面積率は5%以下とする。
Area ratio of ferrite generated from prior austenite grain boundaries: 5% or less In addition, if the area ratio of ferrite generated from prior austenite grain boundaries (hereinafter also referred to as grain boundary ferrite) exceeds 5%, Charpy absorbed energy is significantly reduced. To do. This is because austenite grains are elongated in the rolling direction by rolling in a low temperature range such as non-recrystallization temperature range rolling, and the austenite grain boundaries are aligned in parallel with the rolling surface (steel plate surface). When ferrite transformation occurs, ferrite grains are aligned parallel to the rolling surface (steel plate surface), and when ductile fracture occurs during the Charpy impact test, cleavage fracture occurs in a direction parallel to the steel plate surface prior to the progress of the main crack. This is because the energy at the time of ductile crack propagation decreases. On the contrary, if there is no grain boundary ferrite aligned in parallel with these steel plate surfaces, cleavage fracture in a direction parallel to the steel plate surface is suppressed, and high absorbed energy can be obtained. Therefore, the area ratio of the grain boundary ferrite is set to 5% or less.

本発明の金属組織においては、母相であるベイナイト、および第2相である島状マルテンサイト以外の組織の面積率は小さいほどよい。ただし、前述のように、粒界フェライトは面積率が5%以下であれば許容されるほか、セメンタイトや残留オーステナイトについても、合計の面積率で10%未満であれば、強度、靭性を損なわないので許容される。   In the metal structure of the present invention, the area ratio of the structure other than the bainite that is the parent phase and the island-like martensite that is the second phase is preferably as small as possible. However, as described above, the grain boundary ferrite is allowed as long as the area ratio is 5% or less, and the cementite and the retained austenite are not impaired in strength and toughness if the total area ratio is less than 10%. So acceptable.

セパレーションインデックス(SI):0.05(mm−1)以下
さらに、シャルピー衝撃試験片の破面上におけるセパレーションの指標として、本発明においては、セパレーションインデックス(SI)を用いる。その定義を図2に示す。そして、式(1)で計算されるセパレーションインデックスを0.05(mm−1)以下とする。セパレーションの発生により、シャルピー吸収エネルギーの低下が生じるが、図3に示すシャルピー吸収エネルギーとセパレーションインデックスとの相関関係より、セパレーションインデックスが0.05(mm−1)以下であれば、試験温度:−30℃のシャルピー衝撃試験において、目標とする200J以上の高い吸収エネルギーを得ることができることが判る。
[製造方法]
本発明の鋼管用鋼板は、以下の製造方法により製造することができる。
Separation index (SI): 0.05 (mm −1 ) or less Further, in the present invention, the separation index (SI) is used as an index of separation on the fracture surface of the Charpy impact test piece. The definition is shown in FIG. And the separation index calculated by Formula (1) shall be 0.05 (mm <-1> ) or less. The occurrence of separation causes a decrease in Charpy absorption energy. From the correlation between the Charpy absorption energy and the separation index shown in FIG. 3, if the separation index is 0.05 (mm −1 ) or less, the test temperature is − It can be seen that a target absorbed high energy of 200 J or more can be obtained in a 30 ° C. Charpy impact test.
[Production method]
The steel plate for steel pipes of the present invention can be manufactured by the following manufacturing method.

以下、本発明において規定される鋼の温度条件は、鋼片あるいは鋼板板厚方向平均温度を指すものとする。   Hereinafter, the temperature condition of steel defined in the present invention refers to the average temperature in the steel slab or steel plate thickness direction.

鋳造方法:連続鋳造法
ラインパイプ用鋼管素材としての経済性、生産性の観点から鋼管用鋼板の素材用である鋼片の製造は連続鋳造法とすることが好ましい。なお、鋼の製鋼方法については特に限定しないが、ラインパイプ用鋼としての経済性を確保するため、転炉法による製鋼プロセスが望ましい。
Casting method: Continuous casting method From the viewpoint of economy and productivity as a steel pipe material for line pipes, it is preferable to use a continuous casting method for the production of steel slabs for steel pipe steel materials. In addition, although it does not specifically limit about the steel making method of steel, In order to ensure the economical efficiency as steel for line pipes, the steel making process by a converter method is desirable.

鋼片加熱温度:Ac変態点以上1100℃以下
熱間圧延を行う際、鋼片をオーステナイト化するため、鋼のオーステナイト化温度であるAc変態点以上に加熱する。なお、Ac変態点は鋼の成分組成の値を用いて、例えば下記式(4)を用いて計算することができる。一方、1100℃を超えて加熱を行うと、結晶粒粗大化が著しく、母材DWTT性能の劣化が生じるため鋼片加熱温度は、Ac変態点以上1100℃以下の範囲とする。
Steel slab heating temperature: Ac 3 transformation point or higher and 1100 ° C. or lower When hot rolling is performed, the steel slab is austenitized and heated to the Ac 3 transformation point or higher, which is the austenitizing temperature of the steel. The Ac 3 transformation point can be calculated using, for example, the following formula (4) using the value of the component composition of steel. On the other hand, when heating is performed at a temperature exceeding 1100 ° C., crystal grain coarsening is remarkable and the base material DWTT performance is deteriorated. Therefore, the billet heating temperature is set in the range of the Ac 3 transformation point to 1100 ° C.

ただし、各元素記号は各元素の含有量(質量%)を示す。 However, each element symbol indicates the content (% by mass) of each element.

熱間圧延:950℃以下での累積圧下率40〜66%
本発明において、オーステナイト再結晶温度域での熱間圧延は実施してもよいし、しなくてもよい。しかし、オーステナイト未再結晶温度域における熱間圧延は必須である。すなわち、オーステナイト未再結晶温度域である950℃以下で、熱間圧延を行い、オーステナイト粒を伸展させ、その後の加速冷却で変態生成するベイナイトを微細化する。ただし、本発明においては、シャルピー衝撃試験時の破面上へのセパレーション発生を抑制するため、950℃以下での累積圧下率の上限を66%とする。950℃以下での66%を超えるような累積圧下率で熱間圧延を施した場合、セパレーションインデックスが0.05を超え、シャルピー吸収エネルギーが著しく低下する。なお、低温で所望のDWTT性能を達成するため、950℃以下での累積圧下率を40%以上とすることが必要であり、50%以上とすることが好ましい。
Hot rolling: Cumulative rolling reduction at 950 ° C. or below 40 to 66%
In the present invention, hot rolling in the austenite recrystallization temperature range may or may not be performed. However, hot rolling in the austenite non-recrystallization temperature region is essential. That is, hot rolling is performed at 950 ° C. or less, which is an austenite non-recrystallization temperature range, austenite grains are extended, and bainite that is transformed by subsequent accelerated cooling is refined. However, in the present invention, in order to suppress the occurrence of separation on the fracture surface during the Charpy impact test, the upper limit of the cumulative rolling reduction at 950 ° C. or lower is set to 66%. When hot rolling is performed at a cumulative reduction rate exceeding 66% at 950 ° C. or lower, the separation index exceeds 0.05, and the Charpy absorbed energy is significantly reduced. In order to achieve the desired DWTT performance at a low temperature, the cumulative rolling reduction at 950 ° C. or lower needs to be 40% or more, and preferably 50% or more.

熱間圧延:950℃以下の圧延における各圧延パス圧下率10%以下
上記オーステナイト未再結晶温度域における熱間圧延において,シャルピー衝撃試験時の破面上へのセパレーションを抑制するため、累積圧下率の上限を制限する必要があるが、さらに、各圧延パスの圧下率を低減することで、さらにセパレーションの発生を抑制する上で有効である。すなわち、各圧延パス圧下率を10%以下にすると、セパレーションの発生やこれに伴うシャルピー吸収エネルギーの低下を抑制することができるので好ましい。
Hot rolling: Rolling pass reduction ratio of 10% or less in rolling at 950 ° C. or less In order to suppress separation on the fracture surface during Charpy impact test in hot rolling in the above austenite non-recrystallization temperature range, cumulative rolling reduction ratio Although it is necessary to limit the upper limit, the reduction of the rolling reduction of each rolling pass is effective in further suppressing the occurrence of separation. That is, it is preferable to set the rolling pass reduction ratio to 10% or less because it is possible to suppress the generation of separation and the accompanying decrease in Charpy absorbed energy.

冷却開始温度:Ar変態点温度以上
引張強度600MPa超の高強度を達成するため、金属組織をベイナイト主体の組織にする必要がある。このため、熱間圧延後加速冷却を実施する。熱間圧延をAr変態点温度以上で終了させた上で、Ar変態点温度以上の温度から加速冷却を開始する。冷却開始温度がフェライト変態開始温度であるAr変態点を下回ると、熱間圧延後、冷却開始までの空冷過程においてオーステナイト粒界から初析フェライトが生成し、母材強度が低下するため、加速冷却を開始する温度をAr変態点以上とする。なお、Ar変態点は鋼の成分組成の値を用いて式(5)により計算することができる。
Cooling start temperature: Ar 3 transformation temperature or higher In order to achieve a high strength with a tensile strength of over 600 MPa, the metal structure must be a bainite-based structure. For this reason, accelerated cooling is performed after hot rolling. In terms of the hot rolling was terminated at Ar 3 transformation point temperature or higher and starts accelerated cooling from Ar 3 transformation point temperature or more. When the cooling start temperature falls below the Ar 3 transformation point, which is the ferrite transformation start temperature, proeutectoid ferrite is generated from the austenite grain boundaries in the air cooling process after hot rolling until the start of cooling, and the strength of the base metal is reduced. The temperature at which cooling starts is set to the Ar 3 transformation point or higher. The Ar 3 transformation point can be calculated by equation (5) using the value of the steel component composition.

ただし、各元素記号は各元素の含有量(質量%)を示す。     However, each element symbol indicates the content (% by mass) of each element.

冷却速度: 10〜80℃/s
冷却速度が10℃/s未満の場合、比較的高温で変態が進行するので、十分な強度を得ることができない。一方、80℃/sを超えた冷却速度の場合、後述の冷却停止温度に制御することが難しく、特に表面近傍でマルテンサイト変態が生じ、母材靱性が著しく低下する。このため、冷却速度は10〜80℃/sの範囲とする。
Cooling rate: 10-80 ° C / s
When the cooling rate is less than 10 ° C./s, the transformation proceeds at a relatively high temperature, so that sufficient strength cannot be obtained. On the other hand, in the case of a cooling rate exceeding 80 ° C./s, it is difficult to control to the cooling stop temperature described later, and martensitic transformation occurs particularly near the surface, and the base material toughness is remarkably lowered. For this reason, a cooling rate shall be the range of 10-80 degree-C / s.

冷却停止温度: 400〜600℃
本発明において、加速冷却の冷却停止温度の規定は、所望の金属組織(ミクロ組織)を得るために重要である。加速冷却の停止後に行う後述の再加熱処理によりCの濃縮した未変態オーステナイトを生成させ、この未変態オーステナイトをその後の空冷時に島状マルテンサイトへと変態させるため、ベイナイト変態途中で未変態オーステナイトが存在する温度域で冷却を停止する必要がある。
冷却停止温度が400℃未満では、ベイナイト変態が完了するため、後述の再加熱後の空冷時に島状マルテンサイトが生成せず低降伏比化が達成できない。一方、冷却停止温度が600℃を超えると冷却中に析出するパーライトにCが消費され、その後に再加熱してから冷却しても島状マルテンサイトが生成しない。このため、冷却停止温度は400〜600℃の範囲とする。
Cooling stop temperature: 400-600 ° C
In the present invention, the definition of the cooling stop temperature for accelerated cooling is important for obtaining a desired metal structure (microstructure). In order to produce untransformed austenite enriched with C by the reheating treatment described later after stopping the accelerated cooling, and to transform this untransformed austenite into island-like martensite during the subsequent air cooling, Cooling must be stopped in the existing temperature range.
If the cooling stop temperature is less than 400 ° C., the bainite transformation is completed, so that island-like martensite is not generated during air cooling after reheating described later, and a low yield ratio cannot be achieved. On the other hand, when the cooling stop temperature exceeds 600 ° C., C is consumed in the pearlite that precipitates during cooling, and no island-like martensite is generated even when cooled after reheating. For this reason, cooling stop temperature shall be the range of 400-600 degreeC.

再加熱温度:600〜680℃
加速冷却後ただちに再加熱することで、未変態オーステナイトにCを濃縮させその後の空冷過程で島状マルテンサイトを生成させることができる。加速冷却停止後、再加熱開始までの時間が長い場合、その間の温度低下によって未変態オーステナイトが減少し、加熱後の空冷過程で生成する島状マルテンサイト量が少なくなるため、加速冷却停止から300秒以内で再加熱を開始することが望ましい。好ましくは100秒以内である。
Reheating temperature: 600-680 ° C
By reheating immediately after accelerated cooling, C can be concentrated in untransformed austenite and island martensite can be generated in the subsequent air cooling process. When the time until the start of reheating is long after the accelerated cooling is stopped, untransformed austenite is reduced due to the temperature drop during that time, and the amount of island martensite generated in the air cooling process after heating is reduced. It is desirable to start reheating within seconds. Preferably, it is within 100 seconds.

さらに、再加熱温度が600℃未満では、オーステナイトへのC濃化が十分に起こらず、必要とする島状マルテンサイト量を確保することができない。一方、再加熱温度が680℃を超えると、島状マルテンサイト量が15%の上限を超えやすく、シャルピー吸収エネルギーの低下につながるため、再加熱温度を600℃以上、680℃以下とする。   Furthermore, when the reheating temperature is less than 600 ° C., C concentration to austenite does not occur sufficiently, and the required amount of island martensite cannot be ensured. On the other hand, if the reheating temperature exceeds 680 ° C., the amount of island-like martensite tends to exceed the upper limit of 15% and leads to a decrease in Charpy absorbed energy. Therefore, the reheating temperature is set to 600 ° C. or more and 680 ° C. or less.

昇温速度が2.0℃/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MAの粗大化を招く場合があり、十分な低降伏比、一様伸びを得ることができない。この機構は必ずしも明確ではないが、再加熱の昇温速度を2℃/s以上と大きくすることにより、C濃縮領域の粗大化を抑制し、再加熱後の冷却過程で生成するMAの粗大化が抑制されるものと考えられる。   When the rate of temperature increase is less than 2.0 ° C./s, it takes a long time to reach the target reheating temperature, so that the production efficiency is deteriorated, and MA may be coarsened. Uniform elongation cannot be obtained. Although this mechanism is not necessarily clear, by increasing the heating rate of reheating to 2 ° C./s or more, the coarsening of the C-enriched region is suppressed and the coarsening of MA generated in the cooling process after reheating is increased. Is considered to be suppressed.

なお、再加熱において、加熱保持時間を設定する必要はない。また、再加熱後の冷却過程においては、冷却速度によらず島状マルテンサイトが生成するため、再加熱後の冷却条件は特に規定しないが、基本的には空冷とすることが好ましい。   In reheating, it is not necessary to set the heating holding time. Further, in the cooling process after reheating, island martensite is generated regardless of the cooling rate, and thus the cooling condition after reheating is not particularly defined, but basically it is preferably air cooling.

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ことが好ましい。   As equipment for performing reheating after accelerated cooling, a heating device can be installed downstream 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.

表1に示す化学組成の鋼を用い、表2に示す熱間圧延・加速冷却・再加熱条件で鋼種A〜Hに対してNo.1〜16の鋼板を作製した。   Using steel with the chemical composition shown in Table 1, No. was compared with the steel types A to H under the hot rolling, accelerated cooling, and reheating conditions shown in Table 2. 1 to 16 steel plates were produced.

鋼種A〜Eは発明例、鋼種F〜Hは比較例である。比較例EはCが、比較例FはMnが、比較例GはNbがそれぞれ本発明の範囲外となっている。   Steel types A to E are invention examples, and steel types F to H are comparative examples. In Comparative Example E, C is outside the scope of the present invention, in Comparative Example F is outside Mn, and in Comparative Example G is outside Nb.

作製された鋼板のうち、No.1〜9は発明例を、No.10〜16は比較例を示しており、比較例No.10〜13は製造条件のいずれかが、また、比較例No.14〜16は鋼種成分がそれぞれ発明の範囲外である。   Among the produced steel plates, No. 1 to 9 are invention examples. 10 to 16 show comparative examples. 10 to 13 are any of the production conditions. As for 14-16, a steel seed component is outside the range of an invention, respectively.

表2の製造方法により得られた鋼板の板幅中央部より金属組織観察用サンプルを採取し、圧延長手方向と平行な板厚断面を鏡面研磨したあと、2段エッチング法を用いて島状マルテンサイトを出現させた。   A sample for metallographic observation was taken from the center of the plate width of the steel plate obtained by the manufacturing method shown in Table 2, and after mirror-polishing the plate thickness section parallel to the rolling longitudinal direction, the island shape was obtained using a two-step etching method. Martensite appeared.

その後、走査型電子顕微鏡(SEM)を用い、2000倍の倍率で無作為に10視野について金属組織写真を撮影し、写真中の島状マルテンサイトの面積率を画像解析装置にて測定した。   Then, using a scanning electron microscope (SEM), metal structure photographs were taken for 10 visual fields at a magnification of 2000 times, and the area ratio of island martensite in the photographs was measured with an image analyzer.

さらに、同試料を再鏡面研磨し、ナイタールエッチングを行ってから、光学顕微鏡を用いて400〜1000倍の範囲の倍率で無作為に5視野写真撮影を行い、画像解析処理によって粒界フェライト組織の面積率を算出した。   Furthermore, after re-polished the sample and performing nital etching, 5 field photographs were randomly taken at a magnification of 400 to 1000 times using an optical microscope, and the grain boundary ferrite structure was obtained by image analysis processing. The area ratio was calculated.

次に、それぞれの鋼板より圧延方向と直交する方向が、試験片長手方向となるようにAPI−5Lに準拠した全厚引張試験片およびDWTT試験片、および板厚中央位置からJIS Z2202(1980改訂版)のVノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、鋼板の引張試験、DWTT試験、およびシャルピー衝撃試験(JIS Z2242)を実施して、強度と靱性を評価した。   Next, JIS Z2202 (1980 revision) from the full thickness tensile test piece and DWTT test piece based on API-5L and the plate thickness center position so that the direction orthogonal to the rolling direction is the test piece longitudinal direction from each steel plate. Plate) V-notch Charpy impact test pieces were collected and subjected to tensile test, DWTT test, and Charpy impact test (JIS Z2242) of steel plates to evaluate strength and toughness.

次に、シャルピー衝撃試験後の残片より破面部の外観写真を10倍の倍率で撮影し、その画像から、破面中に存在する、1mm以上の長さを持つ個々のセパレーション長さを計測し、これを元にしてセパレーションインデックスを求めた。   Next, a photograph of the appearance of the fractured surface portion was taken from the remaining pieces after the Charpy impact test at a magnification of 10 times, and the length of each separation having a length of 1 mm or more existing in the fractured surface was measured from the image. Based on this, a separation index was obtained.

母材の金属組織の画像解析結果および強度・靱性調査結果をまとめて表3に示す。   Table 3 summarizes the results of the image analysis of the metal structure of the base metal and the results of the strength / toughness investigation.

本発明例であるNo.1〜9は、いずれも本発明の鋼板化学組成、ミクロ組織(金属組織)、圧延・加速冷却・再加熱条件範囲内であり、目標とする引張強度600MPa以上、降伏比80%以下、−20℃でのDWTT延性破面率85%以上、および−30℃でのシャルピー吸収エネルギー200J以上を満足した。   No. which is an example of the present invention. 1 to 9 are all in the chemical composition, microstructure (metal structure), rolling / accelerated cooling / reheating condition range of the present invention, and target tensile strength is 600 MPa or more, yield ratio is 80% or less, −20 The DWTT ductile fracture surface ratio at 85 ° C. was 85% or more, and Charpy absorbed energy at −30 ° C. was 200 J or more.

一方、スラブ加熱温度が、本発明の範囲の上限を上回った比較例であるNo.10は、DWTT性能が目標を下回った。950℃以下の熱間圧延での累積圧下率が上限を超えた比較例であるNo.11は、セパレーションの発生が著しく、シャルピー吸収エネルギーが目標を下回った。逆に、950℃以下の熱間圧延での累積圧下率が下限を下回った比較例であるNo.12は、DWTT性能が目標を下回った。加速冷却の冷却開始温度が下限を下回った比較例であるNo.13は、旧オーステナイト粒界上に多量のフェライトが生成した結果、セパレーションの発生が著しく、シャルピー吸収エネルギーが目標を下回った。   On the other hand, No. 1 which is a comparative example in which the slab heating temperature exceeded the upper limit of the range of the present invention. 10 DWTT performance was below the target. A comparative example in which the cumulative rolling reduction in hot rolling at 950 ° C. or lower exceeded the upper limit. In No. 11, separation occurred remarkably and Charpy absorbed energy was lower than the target. On the other hand, No. which is a comparative example in which the cumulative rolling reduction in hot rolling at 950 ° C. or lower is below the lower limit. 12, DWTT performance was below target. A comparative example in which the cooling start temperature of accelerated cooling was below the lower limit. In No. 13, a large amount of ferrite was generated on the prior austenite grain boundaries, and as a result, separation occurred remarkably and the Charpy absorbed energy was below the target.

また、母材成分のC量が本発明の下限を下回った比較例であるNo.14は、金属組織中の島状マルテンサイト分率が必要量確保できなかったため、低降伏比が得られなかった。逆に、母材成分のMn量、Nb量が本発明の範囲の上限を上回った比較例であるNo.15およびNo.16は、島状マルテンサイト分率が上限を超えたため、母材シャルピー吸収エネルギーが目標を下回った。   In addition, in the comparative example in which the amount of C of the base material component was below the lower limit of the present invention, No. No. 14 could not secure a low yield ratio because the required amount of island martensite fraction in the metal structure could not be secured. On the contrary, No. 1 which is a comparative example in which the amount of Mn and the amount of Nb of the base material component exceeded the upper limit of the range of the present invention. 15 and no. For No. 16, the island-shaped martensite fraction exceeded the upper limit, so the base material Charpy absorbed energy was below the target.

Claims (6)

質量%で、C:0.04〜0.08%、Si:0.05〜0.5%、Mn:1.8〜3.0%、P:0.008%以下、S:0.0006%以下、O:0.003%以下、N:0.006%以下、Al:0.003〜0.05%、Ni:0.1〜1.0%、Cr:0.01〜0.5%、Nb:0.01〜0.05%、Ti:0.005〜0.020%を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、金属組織におけるベイナイトの面積率を85%以上とし、前記ベイナイト中に第2相として島状マルテンサイトが面積率5〜15%で均一分散し、旧オーステナイト粒界に存在するフェライトの面積率が全金属組織の5%以下であって、−30℃の試験温度でシャルピー衝撃試験を行った際の、シャルピー衝撃試験片の破面に存在するセパレーションが下記式(1)で定義されるセパレーションインデックスが0.05(mm−1)以下であることを特徴とする、高靱性かつ高変形性高強度鋼管用鋼板。
In mass%, C: 0.04 to 0.08%, Si: 0.05 to 0.5%, Mn: 1.8 to 3.0%, P: 0.008% or less, S: 0.0006 %: O: 0.003% or less, N: 0.006% or less, Al: 0.003-0.05%, Ni: 0.1-1.0%, Cr: 0.01-0.5 %, Nb: 0.01 to 0.05%, Ti: 0.005 to 0.020%, the balance consisting of Fe and inevitable impurities, the area ratio of bainite in the metal structure is 85% or more , In the bainite, the island-like martensite is uniformly dispersed as an area ratio of 5 to 15% as the second phase, the area ratio of ferrite existing in the prior austenite grain boundaries is 5% or less of the total metal structure, and is −30 ° C. Sepa that exists on the fracture surface of the Charpy impact test piece when the Charpy impact test was conducted at the test temperature. Shon is characterized in that separation index being defined by the following formula (1) is 0.05 (mm -1) or less, high toughness and high deformability strength steel pipe for a steel sheet.
さらに、質量%で、Cu:0.10〜1.0%、Mo:0.01〜0.5%、V:0.003〜0.08%の中から選ばれる1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載の高靱性かつ高変形性高強度鋼管用鋼板。   Further, by mass%, one or more selected from Cu: 0.10 to 1.0%, Mo: 0.01 to 0.5%, V: 0.003 to 0.08% The steel sheet for high toughness and high deformability high strength steel pipe according to claim 1, which is contained. さらに、質量%で、B:0.0005〜0.0030%を含有し、かつ、BとTiとNが下記式(2)を満足することを特徴とする請求項1または2に記載の高靱性かつ高変形性高強度鋼管用鋼板。

なお、上記式中の[M]は、鋼中に含有される元素Mの量(質量%)を示す。
Furthermore, it contains B: 0.0005-0.0030% by mass%, and B, Ti, and N satisfy | fill following formula (2), The high of Claim 1 or 2 characterized by the above-mentioned. Steel sheet for tough and highly deformable high strength steel pipes.

In addition, [M] in the said formula shows the quantity (mass%) of the element M contained in steel.
さらに、質量%で、Ca:0.0005〜0.0040%を含有し、かつ、CaとOとSが下記式(3)を満足することを特徴とする請求項1乃至3の何れかに記載の高靱性かつ高変形性高強度鋼管用鋼板。

なお、上記式中の[M]は、鋼中に含有される元素Mの量(質量%)を示す。
Furthermore, it contains Ca: 0.0005-0.0040% by mass%, and Ca, O, and S satisfy | fill following formula (3), Any one of Claim 1 thru | or 3 characterized by the above-mentioned. Steel sheet for high toughness and high deformability high strength steel pipe as described.

In addition, [M] in the said formula shows the quantity (mass%) of the element M contained in steel.
請求項1乃至4の何れかに記載の組成を有する鋼を、連続鋳造して鋼片を製造し、該鋼片をAc変態点以上1100℃以下に加熱後、熱間圧延を開始し、950℃以下の温度域における累積圧下率を40〜66%とする熱間圧延を行った後、Ar変態点以上の温度から冷却速度10〜80℃/sで加速冷却を開始し、400〜600℃の温度域で加速冷却を停止した後、300秒以内に、600〜680℃の温度範囲に再加熱し、以後、空冷することを特徴とする高靱性かつ高変形性高強度鋼管用鋼板の製造方法。 Steel having the composition according to any one of claims 1 to 4 is continuously cast to produce a steel slab, and after the steel slab is heated to an Ac 3 transformation point or higher and 1100 ° C or lower, hot rolling is started, After performing hot rolling with a cumulative rolling reduction of 40 to 66% in a temperature range of 950 ° C. or lower, accelerated cooling is started at a cooling rate of 10 to 80 ° C./s from a temperature equal to or higher than the Ar 3 transformation point. High-toughness and high-deformability high-strength steel pipe steel sheet characterized in that after accelerating cooling is stopped in a temperature range of 600 ° C., it is reheated to a temperature range of 600-680 ° C. within 300 seconds and then air-cooled. Manufacturing method. さらに、950℃以下の温度域での熱間圧延における各圧延パス1回当りの圧下率の平均が10%以下であることを特徴とする請求項5に記載の高靱性かつ高変形性高強度鋼管用鋼板の製造方法。   Furthermore, the average of the rolling reduction per rolling pass in the hot rolling in a temperature range of 950 ° C. or lower is 10% or less, high toughness and high deformability and high strength according to claim 5 A method for manufacturing a steel plate for steel pipes.
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2016192100A1 (en) * 2015-06-05 2016-12-08 北京大学 Apparatus and method for testing impact strength of micro-structure on line
CN108603266A (en) * 2016-01-29 2018-09-28 杰富意钢铁株式会社 High-intensity and high-tenacity steel for steel pipes plate and its manufacturing method

Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102719753B (en) * 2012-05-28 2013-11-13 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 Low-yield-ratio high-strength steel plate and manufacturing method thereof
CN103103452A (en) * 2013-03-05 2013-05-15 北京科技大学 Low-yield-ratio high-strength high-toughness steel with low temperature use and preparation method of low-yield-ratio high-strength high-toughness steel
JP2015189984A (en) * 2014-03-27 2015-11-02 Jfeスチール株式会社 Low yield ratio high strength and high toughness steel plate, method for producing low yield ratio high strength and high toughness steel plate, and steel pipe
JP6343472B2 (en) * 2014-03-28 2018-06-13 株式会社神戸製鋼所 Steel sheets for high-strength line pipes and steel pipes for high-strength line pipes with excellent low-temperature toughness
JP6455533B2 (en) * 2016-02-26 2019-01-23 Jfeスチール株式会社 Low yield ratio high strength thick steel plate with excellent high heat input weld heat affected zone toughness and method for producing the same
CN106521331A (en) * 2016-10-21 2017-03-22 山西中煤电气有限公司 Aluminum-contained manganese steel
CN111826585A (en) * 2020-06-10 2020-10-27 舞阳钢铁有限责任公司 Large-thickness high-toughness S500QL1 steel plate and production method thereof

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10237583A (en) * 1997-02-27 1998-09-08 Sumitomo Metal Ind Ltd High tensile strength steel and its production
JP2004052018A (en) * 2002-07-17 2004-02-19 Sumitomo Metal Ind Ltd Steel for building used after thickness increasing working
JP4008378B2 (en) * 2003-04-18 2007-11-14 株式会社神戸製鋼所 Low yield ratio high strength steel with excellent toughness and weldability
JP5223375B2 (en) * 2007-03-01 2013-06-26 新日鐵住金株式会社 High-strength hot-rolled steel sheet for line pipe excellent in low-temperature toughness and method for producing the same
JP5266791B2 (en) * 2007-03-30 2013-08-21 Jfeスチール株式会社 High strength steel plate of X100 grade or more excellent in SR resistance and deformation performance and method for producing the same
JP5391542B2 (en) * 2007-10-10 2014-01-15 Jfeスチール株式会社 High strength steel excellent in deformation performance and tensile strength exceeding 750 MPa and method for producing the same
JP5348386B2 (en) * 2008-10-24 2013-11-20 Jfeスチール株式会社 Thick high-strength steel sheet with excellent low yield ratio and brittle crack resistance and its manufacturing method

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2016192100A1 (en) * 2015-06-05 2016-12-08 北京大学 Apparatus and method for testing impact strength of micro-structure on line
US10337970B2 (en) 2015-06-05 2019-07-02 Peking University Apparatus and method for in-situ testing impact strength of micro-structure
CN108603266A (en) * 2016-01-29 2018-09-28 杰富意钢铁株式会社 High-intensity and high-tenacity steel for steel pipes plate and its manufacturing method

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