JP6501042B2 - High strength steel plate - Google Patents
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Description
本発明は、高強度鋼板に関する。 The present invention relates to a high strength steel plate.
建造物の高層化などに伴って、クレーン車等の建設機械や産業機械の大型化が進められている。しかしながら、更なる大型化のためには、建設機械や産業機械の構造部材の軽量化が必要である。したがって、構造部材を軽量化するため、建設機械や産業機械に使用される鋼材の高強度化が要求されている。
しかしながら、部材の重量の増加を抑制するために鋼板の強度を高くして鋼板の板厚を制限すると、通常、破断伸びが小さくなる。例えば、板厚を25mm以下に制限した場合、12%以上の破断伸びを確保することが難しくなる。板厚を8mm以下に制限した場合には、破断伸びの確保は更に難しくなる。破断伸びが小さくなると、加工が困難になるので、鋼板を建設機械や産業機械の部材に使用する場合、鋼板には強度だけでなく、破断伸びなどの延性が求められる。また、構造部材として使用される場合、脆性破壊の防止のため低温靱性も必要である。With the increase in height of buildings, etc., the enlargement of construction machines such as cranes and industrial machines is being promoted. However, in order to further increase the size, it is necessary to reduce the weight of structural members of construction machines and industrial machines. Therefore, in order to reduce the weight of structural members, it is required to increase the strength of steel materials used for construction machines and industrial machines.
However, if the strength of the steel plate is increased to limit the thickness of the steel plate in order to suppress an increase in the weight of the member, the elongation at break usually decreases. For example, when the plate thickness is limited to 25 mm or less, it is difficult to secure a breaking elongation of 12% or more. When the plate thickness is limited to 8 mm or less, securing of elongation at break becomes more difficult. When the elongation at break becomes small, the processing becomes difficult. Therefore, when using a steel sheet for a member of a construction machine or an industrial machine, not only strength but also ductility such as elongation at break is required for the steel sheet. When used as a structural member, low temperature toughness is also required to prevent brittle fracture.
このような背景から、引張強度が780MPa以上、更には950MPaの高強度鋼板及びその製造方法が提案されている。
例えば、特許文献1では、C量を低減し、適正な焼入れ性が得られるように合金を添加した鋼を熱間圧延し、急冷することによって得られる高強度で靱性に優れた鋼板及びその製造方法が提案されている。
しかしながら、特許文献1の技術では、鋼板の加工性については考慮されていなかった。From such a background, a high strength steel plate having a tensile strength of 780 MPa or more, further 950 MPa, and a method of manufacturing the same have been proposed.
For example, in Patent Document 1, a steel sheet having a high strength and high toughness obtained by hot rolling and quenching a steel to which an alloy is added so as to reduce the amount of C and obtain appropriate hardenability, and its manufacture A method has been proposed.
However, in the technology of Patent Document 1, the workability of the steel plate is not considered.
また、例えば、特許文献2〜4には、建設機械等に使用される鋼板として、熱間圧延後、鋼帯をコイル状に巻き取って製造される高強度の熱延鋼板及びその製造方法が提案されている。具体的には、特許文献2〜4では、熱間圧延後、マルテンサイト変態が開始する温度(Ms)の近傍まで急冷し、所定時間保持した後、コイル状に巻き取ることで、マルテンサイト相または焼戻しマルテンサイト相を主相とした熱延鋼板を製造する方法が開示されている。しかしながら、これらの方法ではコイル状に巻き取ることが必要であり、これらの方法で得られた鋼板においては、圧延方向の特性と圧延方向に垂直な方向の特性とに差が生じ、均一な特性が得られない。また、微細な炭化物が生成する温度域に保持される時間が長くなるため、降伏強度が高くなり、加工性が低下してしまう。 Further, for example, Patent Documents 2 to 4 are high-strength hot-rolled steel plates manufactured by winding a steel strip in a coil shape after hot rolling as steel plates used for construction machines and the like, and a method for manufacturing the same. Proposed. Specifically, in Patent Documents 2 to 4, after hot rolling, quenching is performed to the vicinity of the temperature (Ms) at which martensitic transformation starts, and after holding for a predetermined time, the martensitic phase is wound by coiling. Or the method of manufacturing the hot rolled sheet steel which made the tempered martensitic phase the main phase is disclosed. However, in these methods, it is necessary to wind in a coil shape, and in the steel sheet obtained by these methods, a difference occurs between the characteristics in the rolling direction and the characteristics in the direction perpendicular to the rolling direction. Can not be obtained. In addition, since the time for which the fine carbides are formed is maintained for a long time, the yield strength is increased and the workability is reduced.
従来、高強度鋼板を製造する際には、加熱した鋼片を熱間圧延し、室温まで加速冷却して金属組織をマルテンサイトとした後、延性や靱性を高めるために焼戻し(調質熱処理)を施していた。鋼板の金属組織をマルテンサイトにすると強度が高くなるが、延性や靱性を確保するには、加速冷却後に焼戻しを施して、金属組織を焼戻しマルテンサイトにすることが好ましい。しかしながら、工期短縮や製造コストを抑える観点からこの焼戻しを省略すると、金属組織はマルテンサイトとなり、高強度が得られるものの、延性や靱性が低下する。 Conventionally, when manufacturing a high strength steel plate, the heated steel piece is hot-rolled and accelerated cooled to room temperature to make the metal structure into martensite, and then tempering (temper heat treatment) to increase ductility and toughness. Was applied. When the metallographic structure of the steel sheet is made martensite, the strength is increased. However, in order to secure ductility and toughness, it is preferable to temper after accelerated cooling to turn the metal structure into tempered martensite. However, if this tempering is omitted from the viewpoint of shortening the work period and suppressing the manufacturing cost, the metal structure becomes martensite and high strength can be obtained, but the ductility and toughness decrease.
特許文献5には、Mn及びNiの含有量を抑制し、一方でMo及びVの含有量を増加させ、マルテンサイトの生成を抑制し、下部ベイナイト主体の組織とした高強度鋼板及びその製造方法が提案されている。
しかしながら、特許文献5の技術では、冷却停止温度を300〜450℃として得られた組織を前提としているので、十分な破断伸びが得られない。本発明者らが特許文献5の開示に沿って鋼板を作成し、試験を実施したところ、12%以上の破断伸びは得られなかった。Patent Document 5 suppresses the contents of Mn and Ni, while increasing the contents of Mo and V to suppress the formation of martensite, to form a high strength steel sheet mainly composed of lower bainite, and a method of manufacturing the same. Has been proposed.
However, in the technology of Patent Document 5, a sufficient elongation at break can not be obtained because the structure obtained with the cooling stop temperature of 300 to 450 ° C. is assumed. When the present inventors produced a steel plate in accordance with the disclosure of Patent Document 5 and conducted a test, a breaking elongation of 12% or more was not obtained.
このように、従来の、板厚が制限され、かつ金属組織がマルテンサイトを主体とする高強度鋼板では、延性、更には靱性を確保することが困難であった。
また、鋼板を上述した構造部材に適用する場合、一般に溶接が行われる。溶接に際し、溶接継手には、構造物の信頼性の点から、その引張強度(継手強度)として母材に対する要求値以上であることが求められる。しかしながら、金属組織の主たる組織がマルテンサイトである鋼板を溶接した場合、溶接熱影響部の軟化によって溶接継手の引張強度(継手強度)が母材に比べて低下し、要求値を満足しない場合があった。As described above, in the conventional high-strength steel sheet whose thickness is limited and whose metal structure is mainly made of martensite, it has been difficult to secure ductility and further toughness.
Moreover, when applying a steel plate to the structural member mentioned above, welding is generally performed. In welding, a welded joint is required to have a tensile strength (joint strength) equal to or higher than a required value for a base material from the viewpoint of the reliability of the structure. However, when welding a steel plate whose main structure of the metal structure is martensite, the tensile strength (joint strength) of the welded joint may decrease compared to the base metal due to the softening of the weld heat affected zone, and the required value may not be satisfied. there were.
本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、建設機械や産業機械に好適に使用される高強度鋼板及びその製造方法の提供を課題とする。具体的には、板厚が4.5〜20mm、降伏強度が885MPa以上、引張強度が950MPa以上、−20℃でのシャルピー吸収エネルギーが59J/cm2以上であり、かつ、破断伸びが12%以上であり、金属組織がマルテンサイトを主体とし、さらに、溶接した際に溶接継手の引張強度を十分に確保できる、高強度鋼板及びその製造方法を提供することを課題とする。This invention is made in view of such a situation, and makes it a subject to provide the high strength steel plate suitably used for a construction machine or an industrial machine, and its manufacturing method. Specifically, the thickness is 4.5 to 20 mm, the yield strength is 885 MPa or more, the tensile strength is 950 MPa or more, the Charpy absorbed energy at -20 ° C is 59 J / cm 2 or more, and the elongation at break is 12%. It is an object of the present invention to provide a high-strength steel plate and a method for manufacturing the same, wherein the metallographic structure is mainly made of martensite, and further, when welded, the tensile strength of the welded joint can be sufficiently secured.
本発明者らは、鋼板の延性と加速冷却停止温度との関係について調査した。その結果、加速冷却停止温度が、300℃以上であるか、またはマルテンサイト変態が完了する温度(Mf)よりも高い場合に延性が低下することを見出した。さらに調査を進めたところ、加速冷却を300℃以上またはMfよりも高い温度で停止した場合、金属組織において、未変態オーステナイトがベイナイト変態し、このベイナイトに起因して生成した粗大な炭化物(セメンタイト)を起点としてボイドが過剰に生成することによって、延性が低下することを見出した。
本発明者らはこのような延性の低下に対する対策を検討した。その結果、前述のベイナイト変態を抑制すべく、焼入れ性を高めることができる成分を設計し、さらに、熱間圧延後、300℃未満かつMf温度以下まで加速冷却することにより、金属組織をマルテンサイト主体とすることができ、高強度鋼板の延性を確保することができるという新たな知見を見出した。
本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。The present inventors investigated the relationship between the ductility of a steel plate and the accelerated cooling stop temperature. As a result, it has been found that the ductility decreases when the accelerated cooling stop temperature is 300 ° C. or higher, or higher than the temperature (Mf) at which martensitic transformation is completed. As a result of further investigation, when accelerated cooling is stopped at a temperature of 300 ° C. or higher or higher than Mf, untransformed austenite undergoes bainite transformation in the metallographic structure, and coarse carbides (cementite) formed due to the bainite It has been found that ductility is reduced by the excess formation of voids originating from
The present inventors examined measures for such a decrease in ductility. As a result, in order to suppress the above-mentioned bainite transformation, a component capable of enhancing the hardenability is designed, and further, after hot rolling, the metal structure is martensite by accelerated cooling to less than 300 ° C. and Mf temperature or less. We have found new findings that it can be the main component and secure the ductility of high strength steel sheet.
The present invention has been made based on such findings, and the summary thereof is as follows.
(1)本発明の一態様に係る高強度鋼板は、化学組成が、質量%で、C:0.050〜0.100%、Si:0〜0.50%、Mn:1.20〜1.70%、P:0.020%以下、S:0.0050%以下、N:0〜0.0080%、B:0.0003〜0.0030%、Ti:0.003〜0.030%、Nb:0.003〜0.050%、Cr:0〜2.00%、Mo:0〜0.90%、Al:0〜0.100%、Cu:0〜0.50%、Ni:0〜0.50%、V:0〜0.100%、W:0〜0.50%、Ca:0〜0.0030%、Mg:0〜0.0030%、REM:0〜0.0030%、残部:Fe及び不純物、であり、Moを少なくとも含有し、Cr及びMoを合計で0.20%以上含有し、かつ、前記Mo含有量が0.50%超であるときは、前記Cr含有量が0.80%以下であり、前記Mo含有量を[Mo]、前記Cr含有量を[Cr]としたとき、[Mo]/[Cr]が0.20以上であり、下記式1で求められるDIが2.0〜7.8であり、下記式2で求められるPcmが0.189%以上であり、金属組織が面積率の合計で99%以上の、マルテンサイト及びベイナイトのうち1種または2種を含み、旧オーステナイト粒のアスペクト比が2.0以上であり、長軸方向の長さが1.0μm以上であるセメンタイトの、前記長軸方向の長さが0.1μm以上であるセメンタイトに対する個数分率が、5%以下であり、板厚が4.5mm〜20mmであり、降伏強度が885MPa以上、引張強度が950MPa以上、破断伸びが12%以上であり、−20℃でのシャルピー吸収エネルギーが59J/cm2以上である。
DI=[C]0.5×{0.34×(1+0.64×[Si])×(1+4.1×[Mn])×(1+0.27×[Cu])×(1+0.52×[Ni])×(1+2.33×[Cr])×(1+3.14×[Mo])}×1.2 ・・・(式1)
Pcm=[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5×[B] ・・・(式2)
ただし、前記式1及び前記式2中の[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B]は各元素の質量%での含有量であり、含まない場合は0として計算する。
(2)上記(1)に記載の高強度鋼板は、前記金属組織が面積率で90%以上のマルテンサイトを含んでもよい。
(3)上記(1)または(2)に記載の高強度鋼板は、質量%で、Cu:0〜0.25%、であってもよい。
(4)上記(1)〜(3)のいずれか一項に記載の高強度鋼板では、質量%で、Ni:0〜0.25%であってもよい。
(5)上記(1)〜(4)のいずれか一項に記載の高強度鋼板では、質量%で、V:0〜0.050%であってもよい。
(6)上記(1)〜(5)のいずれか一項に記載の高強度鋼板では、質量%で、W:0〜0.05%であってもよい。
(7)上記(1)〜(6)のいずれか一項に記載の高強度鋼板では、前記板厚が4.5mm〜15mmであってもよい。
(8)上記(1)〜(7)のいずれか一項に記載の高強度鋼板では、−40℃でのシャルピー吸収エネルギーが59J/cm2以上であってもよい。
(9)上記(1)〜(8)のいずれか一項に記載の高強度鋼板では、前記Pcmが0.196%以上であってもよい。
(1) The high-strength steel plate according to one aspect of the present invention has a chemical composition in mass%, C: 0.050 to 0.100%, Si: 0 to 0.50%, Mn: 1.20 to 1 .70%, P: 0.020% or less, S: 0.0050% or less, N: 0 to 0.0080%, B: 0.0003 to 0.0030%, Ti: 0.003 to 0.030% , Nb: 0.003 to 0.050%, Cr: 0 to 2.00%, Mo: 0 to 0.90%, Al: 0 to 0.100%, Cu: 0 to 0.50%, Ni: 0 to 0.50%, V: 0 to 0.100%, W: 0 to 0.50%, Ca: 0 to 0.0030%, Mg: 0 to 0.0030%, REM: 0 to 0.0030 %, balance: Fe and impurities, and contains at least Mo, containing 0.20% of Cr and Mo in total, and the Mo content is 0 When greater than 50%, the Cr content is not more than 0.80%, the Mo content [Mo], when the Cr content is [Cr], is [Mo] / [Cr] 0.20 or more, DI determined by the following equation 1 is 2.0 to 7.8, Pcm determined by the following equation 2 is 0.189% or more, and the metallographic structure has a total area ratio of 99 Cementite of which the aspect ratio of the prior austenite grains is 2.0 or more and the length in the major axis direction is 1.0 μm or more, containing 1% or more of martensite and / or bainite The number fraction for cementite having an axial length of 0.1 μm or more is 5% or less, the plate thickness is 4.5 mm to 20 mm, the yield strength is 885 MPa or more, the tensile strength is 950 MPa or more, the breaking elongation Is 12% or more, Charpy absorbed energy at 20 ° C. is 59J / cm 2 or more.
DI = [C] 0.5 × {0.34 × (1 + 0.64 × [Si]) × (1 + 4.1 × [Mn]) × (1 + 0.27 × [Cu]) × (1 + 0.52 × [1] Ni]) × (1 + 2.33 × [Cr]) × (1 + 3.14 × [Mo])} × 1.2 (Equation 1)
Pcm = [C] + [Si] / 30 + [Mn] / 20 + [Cu] / 20 + [Ni] / 60 + [Cr] / 20 + [Mo] / 15 + [V] / 10 + 5 × [B] ··· (Expression 2)
However, [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V], and [B] in the formulas 1 and 2 represent the respective elements. The content in mass% is calculated as 0 if not included.
(2) In the high-strength steel plate described in the above (1), the metal structure may contain 90% or more of martensite in an area ratio.
(3) The high strength steel plate described in the above (1) or (2) may be Cu: 0 to 0.25% by mass.
(4) In the high strength steel plate according to any one of (1) to (3) above, Ni may be 0 to 0.25% by mass.
(5) In the high strength steel plate according to any one of the above (1) to (4), V: 0 to 0.050% may be in mass%.
(6) In the high strength steel plate according to any one of the above (1) to (5), W: 0 to 0.05% may be by mass%.
(7) In the high strength steel plate according to any one of the above (1) to (6), the plate thickness may be 4.5 mm to 15 mm.
(8) In the high strength steel plate according to any one of the above (1) to (7) , the Charpy absorbed energy at −40 ° C. may be 59 J / cm 2 or more.
( 9 ) In the high strength steel plate according to any one of the above (1) to ( 8 ), the Pcm may be 0.196% or more.
本発明の上記態様によれば、降伏強度が885MPa以上、引張強度が950MPa以上であり、かつ、破断伸びが12%以上の高強度鋼板を、高価な合金元素を多量に含有することなく提供することができる。この鋼板は、−20℃でのシャルピー吸収エネルギーが59J/cm2以上の優れた靭性を示す。また、焼入れ性の指標であるPcmを0.189%以上、好ましくは0.196%以上にすることによって、所定の入熱以下で溶接を行った際に、本発明に係る高強度鋼板を母材とする溶接継手の引張強度において950MPa以上を確保できる。
さらに、Moの含有量[Mo]とCrの含有量[Cr]との比である[Mo]/[Cr]を合わせて制御することで、−40℃でのシャルピー吸収エネルギーが59J/cm2以上である、より靭性に優れた高強度鋼板を提供することも可能となる。
したがって、本発明は、建設機械や産業機械に構造部材に好適に使用され、建設機械や産業機械の大型化や軽量化に寄与する高強度鋼板を、製造コストを大幅に上昇させることなく、提供することができるなど、産業上の貢献が極めて顕著である。According to the above aspect of the present invention, a high strength steel sheet having a yield strength of 885 MPa or more, a tensile strength of 950 MPa or more, and a breaking elongation of 12% or more is provided without containing a large amount of expensive alloy elements. be able to. This steel plate exhibits excellent toughness with a Charpy absorbed energy at −20 ° C. of 59 J / cm 2 or more. When welding is performed with a predetermined heat input or less by setting Pcm, which is an index of hardenability, to 0.189% or more, preferably 0.196% or more, the high-strength steel plate according to the present invention In tensile strength of a welded joint to be used as a material, 950 MPa or more can be secured.
Furthermore, the Charpy absorbed energy at −40 ° C. is 59 J / cm 2 by collectively controlling [Mo] / [Cr], which is the ratio of the Mo content [Mo] and the Cr content [Cr]. It is also possible to provide a high-strength steel sheet having more excellent toughness as described above.
Therefore, the present invention provides a high-strength steel sheet which is suitably used as a structural member in a construction machine or industrial machine and contributes to the enlargement and weight reduction of the construction machine or industrial machine without significantly increasing the manufacturing cost. Industrial contribution is extremely remarkable.
以下、本発明の一実施形態に係る高強度鋼板(以下、本実施形態に係る高強度鋼板と言う場合がある)について詳細に説明する。 Hereinafter, a high strength steel plate according to an embodiment of the present invention (hereinafter sometimes referred to as a high strength steel plate according to the present embodiment) will be described in detail.
まず、本実施形態に係る高強度鋼板の化学組成(成分)について説明する。以下、含有量に関する%の表記は、特に断りがない場合は質量%を意味する。 First, the chemical composition (component) of the high-strength steel plate according to the present embodiment will be described. Hereinafter, the notation of% regarding the content means mass% unless otherwise noted.
(C:0.050〜0.100%)
Cは、鋼の強度を高める有用な元素であるとともに、マルテンサイト組織を有する鋼の破断伸びを決定する極めて重要な元素である。本実施形態に係る高強度鋼板では、十分な強度を得るため、C量を0.050%以上にすることが必要である。更に強度を高めるには、C量は、0.060%以上、0.065%以上又は0.070%以上が好ましい。一方、C量が0.100%を超えると、過剰な炭化物の生成により、鋼の延性及び靱性が劣化する。そのため、良好な破断伸び及び靱性を得るには、C量を0.100%以下にすることが必要である。更に延性を向上させるには、C量を、0.095%以下、0.090%以下又は0.085%以下にすることが好ましい。(C: 0.050 to 0.100%)
C is a useful element that enhances the strength of the steel and is a very important element that determines the elongation at break of a steel having a martensitic structure. In the high strength steel plate according to the present embodiment, in order to obtain sufficient strength, it is necessary to make the amount of C 0.050% or more. In order to further increase the strength, the amount of C is preferably 0.060% or more, 0.065% or more, or 0.070% or more. On the other hand, when the amount of C exceeds 0.100%, the ductility and toughness of the steel deteriorate due to the formation of excess carbides. Therefore, in order to obtain good elongation at break and toughness, it is necessary to make the amount of C 0.100% or less. In order to further improve the ductility, the C content is preferably made 0.095% or less, 0.090% or less, or 0.085% or less.
(Si:0.50%以下)
Siを過剰に含有すると、鋼の延性や靱性が低下する。そのため、Si量を0.50%以下に制限する。Si量の下限を特に規定する必要はなく、Si量の下限は0%である。しかしながら、Siを脱酸に使用する場合、その十分な効果を得るために、Si量を0.03%以上にすることが好ましい。また、Siは、炭化物の生成を抑制する元素でもあり、この効果を得る場合、Si量を、0.10%以上とすることが好ましく、0.20%以上とすることがより好ましい。これらの効果を得る必要がない場合、Si量の上限を0.45%、0.40%又は0.35%としてもよい。(Si: 0.50% or less)
If Si is contained in excess, the ductility and toughness of the steel are reduced. Therefore, the amount of Si is limited to 0.50% or less. The lower limit of the amount of Si does not have to be particularly defined, and the lower limit of the amount of Si is 0%. However, when using Si for deoxidation, in order to acquire the sufficient effect, it is preferable to make the amount of Si 0.03% or more. Further, Si is also an element that suppresses the formation of carbides, and in order to obtain this effect, the amount of Si is preferably 0.10% or more, more preferably 0.20% or more. If it is not necessary to obtain these effects, the upper limit of the amount of Si may be 0.45%, 0.40% or 0.35%.
(Mn:1.20〜1.70%)
Mnは、鋼の焼入れ性を向上させる重要な元素である。金属組織中のマルテンサイト面積率を増加させて、高強度を得るために、Mn量を1.20%以上とする。Mn量を、好ましくは1.20%超、1.25%以上又は1.30%以上、よりこの好ましくは1.35%以上又は1.39%以上とする。一方、Mn量が過剰になると、延性及び靱性が低下することがある。そのため、Mn量を1.70%以下とする。より好ましくは、Mn量を1.60%以下、1.55%以下又は1.50%以下とする。(Mn: 1.20 to 1.70%)
Mn is an important element that improves the hardenability of steel. In order to increase the martensite area ratio in the metal structure to obtain high strength, the amount of Mn is made 1.20% or more. The amount of Mn is preferably more than 1.20%, 1.25% or more, or 1.30% or more, and more preferably 1.35% or more or 1.39% or more. On the other hand, when the amount of Mn is excessive, the ductility and toughness may be reduced. Therefore, the amount of Mn is set to 1.70% or less. More preferably, the amount of Mn is set to 1.60% or less, 1.55% or less, or 1.50% or less.
(P:0.020%以下)
(S:0.0050%以下)
P、Sは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、鋼の靭性を劣化させる元素である。また、溶接を行った場合には、溶接熱影響部の靱性を劣化させる元素である。そのため、P量を0.020%以下、S量を0.0050%以下に制限する。靱性の更なる向上のため、P量を0.015%以下、S量を0.0030%以下としてもよい。P量、S量は、少ないほど好ましいので可能な範囲で低減することが好ましい。そのため、P量およびS量の下限を特に規定する必要はなく、P量およびS量の下限は0%である。しかしながら、脱リンや脱硫のコストの観点から、P量を0.001%以上、S:0.0001%以上としてもよい。(P: 0.020% or less)
(S: less than 0.0050%)
P and S are elements which are inevitably contained in the steel as impurities, and are elements which deteriorate the toughness of the steel. Moreover, when welding is performed, it is an element that degrades the toughness of the heat-affected zone. Therefore, the P amount is limited to 0.020% or less, and the S amount is limited to 0.0050% or less. In order to further improve the toughness, the amount of P may be 0.015% or less, and the amount of S may be 0.0030% or less. The amount of P and S is preferably as small as possible, and is preferably reduced as much as possible. Therefore, the lower limits of the P amount and the S amount need not to be particularly defined, and the lower limits of the P amount and the S amount are 0%. However, the amount of P may be 0.001% or more and S: 0.0001% or more from the viewpoint of the cost of dephosphorization and desulfurization.
(B:0.0003〜0.0030%)
Bは、粒界に偏析して鋼の焼入れ性を高める元素であり、微量の含有でその効果を発現する有用な元素である。本実施形態に係る高強度鋼板では、金属組織中のマルテンサイトを増加させるために、B量を0.0003%以上とする。好ましくはB量を0.0005%以上とする。一方、Bを過剰に含有させても焼入れ性を向上させる効果が飽和するだけでなく、窒化物や炭硼化物などの析出物が形成されて、むしろ延性や靱性が低下する。そのため、B量を0.0030%以下とする。好ましくは、B量を0.0020%以下又は0.0015%以下とする。(B: 0.0003 to 0.0030%)
B is an element that segregates at grain boundaries to enhance the hardenability of the steel, and is a useful element that exhibits its effect with a slight amount of inclusion. In the high strength steel plate according to the present embodiment, the B content is set to 0.0003% or more in order to increase martensite in the metal structure. Preferably, the B content is 0.0005% or more. On the other hand, excessive B content not only saturates the effect of improving the hardenability, but also forms precipitates such as nitrides and carbides, thereby reducing ductility and toughness. Therefore, the B amount is set to 0.0030% or less. Preferably, the B content is set to 0.0020% or less or 0.0015% or less.
(Ti:0.003〜0.030%)
Tiは窒化物を形成する元素であり、鋼中のNをTiNとして固定し、BNの生成を抑制する元素である。上述のように、Bは焼入れ性を高める元素であるが、BNを形成するとその効果が得られない。本実施形態に係る高強度鋼板では、BNの形成を抑制して焼入れ性を確保するため、Ti量を0.003%以上にすることが必要である。好ましくは、Ti量を0.005%以上、より好ましくは0.010%以上とする。一方、Tiを過剰に含有させると、TiNが粗大になり、延性や靱性が低下する場合がある。そのため、Ti量を0.030%以下とする。好ましくはTi量を0.020%以下とする。(Ti: 0.003 to 0.030%)
Ti is an element that forms a nitride, and is an element that fixes N in steel as TiN and suppresses the formation of BN. As described above, B is an element that enhances hardenability, but when BN is formed, its effect can not be obtained. In the high strength steel plate according to the present embodiment, in order to suppress the formation of BN and secure the hardenability, it is necessary to make the amount of Ti 0.003% or more. Preferably, the amount of Ti is made 0.005% or more, more preferably 0.010% or more. On the other hand, when Ti is excessively contained, TiN may be coarsened, and ductility and toughness may be reduced. Therefore, the amount of Ti is set to 0.030% or less. Preferably, the amount of Ti is made 0.020% or less.
(Nb:0.003〜0.050%)
Nbは、Bと同時に含有されることにより、鋼の焼入れ性を著しく向上させる元素である。本実施形態に係る高強度鋼板では、金属組織中のマルテンサイトの面積率を増加させるため、Nb量を0.003%以上とする。Nbは、微細な窒化物を形成して、結晶粒の微細化に寄与し、靱性を高める元素でもある。この効果を得る場合、Nb量を0.005%以上とすることが好ましい。より好ましくはNb量を0.010%以上又は0.015%以上とする。一方、Nbを過剰に含有させると、窒化物が粗大になり、延性や靱性が低下する場合がある。したがって、Nb量を0.050%以下とする。好ましくはNb量を0.040%以下、0.035%以下又は0.030%以下とする。(Nb: 0.003 to 0.050%)
Nb is an element that significantly improves the hardenability of steel by being contained simultaneously with B. In the high strength steel plate according to the present embodiment, the Nb content is made 0.003% or more in order to increase the area ratio of martensite in the metal structure. Nb is an element that forms fine nitrides, contributes to the refinement of crystal grains, and improves toughness. In order to obtain this effect, it is preferable to make the Nb amount 0.005% or more. More preferably, the Nb amount is 0.010% or more or 0.015% or more. On the other hand, if Nb is excessively contained, the nitride may become coarse, and ductility and toughness may be reduced. Therefore, the Nb content is made 0.050% or less. Preferably, the Nb content is 0.040% or less, 0.035% or less, or 0.030% or less.
(Cr:2.00%以下)
(Mo:0.90%以下)
(Moを少なくとも含有し、Cr及びMoを合計で0.20%以上、かつ、Mo含有量
が0.50%超であるときは、Cr含有量が0.80%以下)
Cr及びMoは、焼入れ性を向上させる重要な元素であり、少なくともMoを含有させる。本実施形態に係る高強度鋼板では、金属組織中のマルテンサイト面積率を増加させるために、Cr量とMn量との合計を0.20%以上とする。好ましくはCr量とMn量との合計を0.30%以上、より好ましくは0.40%以上とする。Moのみを含有する場合も考慮すると、Cr量の下限は0%である。必要に応じて、Cr量の下限を0.20%又は0.30%としてもよい、同様に、Mo量の下限を0.20%又は0.30%としてもよい。また、Cr量が2.00%を超えると、または、Mo量が0.90%を超えると、微細な炭化物が生成して延性、靱性が低下する。そのため、Cr量及びMo量を、それぞれ、2.00%以下及び0.90%以下とする。Cr量は、好ましくは1.50%以下又は1.00%以下、より好ましくは0.90%以下又は0.80%とする。また、Mo量は、好ましくは0.70%以下、より好ましくは0.60%以下又は0.50%とする。さらに、CrとMoとの両方を含有させる場合、含有量が過剰になると、靭性が低下するので、Mo量が0.50%超であるときは、Cr量を0.80%以下とする必要がある。この場合、Cr量を0.70%以下としてもよい。一方、Cr量が0.80%超であるときは、Mo量を0.50%以下に、Cr量が1.20%超であるときは、Mo量を0.40%以下とした方がよい。Cr量とMo量との合計を2.50%以下としてもよいが、2.00%以下、1.50%以下、1.30%以下又は1.10%以下としてもよい。
(Cr: 2.00% or less)
(Mo: 0.90% or less)
(When at least Mo is contained, and the total of Cr and Mo is 0.20% or more, and the Mo content is more than 0.50%, the Cr content is 0.80% or less)
Cr and Mo are important elements for improving the hardenability, and contain at least Mo. In the high strength steel plate according to the present embodiment, the total of the amount of Cr and the amount of Mn is set to 0.20% or more in order to increase the martensite area ratio in the metal structure. Preferably, the total of the amount of Cr and the amount of Mn is 0.30% or more, more preferably 0.40% or more. When also considering the case of containing only M o, the lower limit of the Cr content is 0%. If necessary, the lower limit of the amount of Cr may be 0.20% or 0.30%. Similarly, the lower limit of the amount of Mo may be 0.20% or 0.30%. When the amount of Cr exceeds 2.00% or the amount of Mo exceeds 0.90%, fine carbides are formed to lower ductility and toughness. Therefore, the Cr amount and the Mo amount are set to 2.00% or less and 0.90% or less, respectively. The amount of Cr is preferably 1.50% or less or 1.00% or less, more preferably 0.90% or less or 0.80%. Further, the Mo amount is preferably 0.70% or less, more preferably 0.60% or less or 0.50%. Furthermore, in the case where both Cr and Mo are contained, the toughness decreases if the content is excessive. Therefore, when the Mo content is more than 0.50%, the Cr content needs to be 0.80% or less. There is. In this case, the amount of Cr may be 0.70% or less. On the other hand, when the amount of Cr is more than 0.80%, the amount of Mo is 0.50% or less, and when the amount of Cr is more than 1.20%, the Mo amount is less than 0.40%. Good. The total amount of Cr and Mo may be 2.50% or less, but may be 2.00% or less, 1.50% or less, 1.30% or less, or 1.10% or less.
(N:0.0080%以下)
Nは、不純物であり、不可避的に含有される。Nは、BNを形成して、Bの持つ焼入れ性向上効果を阻害する。そのため、N量を0.0080%以下に制限する。好ましくは、N量を0.0060%以下、より好ましくは0.0050%以下に制限する。N量は、可能な範囲で低減することが好ましく、その下限は0%とする。しかしながら、脱窒のコストの観点から、N量を0.0001%以上としてもよい。一方、窒化物による金属組織の微細化を図るため、N量を0.0020%以上としてもよい。(N: 0.0080% or less)
N is an impurity and is contained unavoidably. N forms BN, which inhibits the hardenability improving effect of B. Therefore, the amount of N is limited to 0.0080% or less. Preferably, the amount of N is limited to 0.0060% or less, more preferably 0.0050% or less. The amount of N is preferably reduced as much as possible, and the lower limit thereof is 0%. However, from the viewpoint of the denitrification cost, the N amount may be 0.0001% or more. On the other hand, the amount of N may be set to 0.0020% or more in order to refine the metal structure by the nitride.
以上は本実施形態に係る高強度鋼板の必須元素及び不純物として含まれる元素であり、本実施形態に係る高強度鋼板は上記必須元素と残部Fe及び不純物(上記不純物元素及び場合によっては上記以外の不純物元素を含む)とからなる成分を有することを基本とする。しかしながら、本実施形態に係る高強度鋼板は、上記成分の他に、脱酸、強度及び/又は延性の向上、金属組織の微細化、並びに硫化物の形態制御などのために、Feの一部に代えて、Al:0.100%以下、Cu:0.50%以下、Ni:0.50%以下、V:0.100%以下、W:0.50%以下、Ca:0.0030%以下、Mg:0.0030%以下、REM:0.0030%以下の1種又は2種以上をさらに含有させてもよい。ただし、これらの元素は必須ではないので、0%であっても構わない。 The above are the elements contained as essential elements and impurities of the high strength steel plate according to the present embodiment, and the high strength steel plate according to the present embodiment contains the above essential elements, the balance Fe and impurities (the above impurity elements and other than above depending on the case) It is based on having a component consisting of an impurity element). However, the high-strength steel plate according to the present embodiment is a part of Fe in addition to the above components, for the purpose of improving deoxidation, improvement in strength and / or ductility, refinement of metal structure, and control of sulfide morphology. Instead of Al: 0. 100% or less, Cu: 0.50% or less, Ni: 0.50% or less, V: 0. 100% or less, W: 0.50% or less, Ca: 0.0030% Hereinafter, one or more of Mg: 0.0030% or less and REM: 0.0030% or less may be further contained. However, since these elements are not essential, they may be 0%.
(Al:0.100%以下)
Alは脱酸元素であり、Alを脱酸に使用する場合には、十分な効果を得るために、Al量を0.010%以上にすることが好ましい。一方、Alを過剰に含有させると、酸化物や窒化物の形成によって延性や靱性が低下する。そのため、含有させる場合でも、Al量を0.100%以下に制限する。好ましくは0.080%以下、より好ましくは0.050%以下、更に好ましくは0.030%以下に制限する。(Al: 0. 100% or less)
Al is a deoxidizing element, and in the case of using Al for deoxidation, in order to obtain a sufficient effect, it is preferable to make the amount of Al 0.010% or more. On the other hand, when Al is contained excessively, the ductility and toughness are reduced due to the formation of oxides and nitrides. Therefore, even when it is contained, the amount of Al is limited to 0.100% or less. It is preferably limited to 0.080% or less, more preferably 0.050% or less, and still more preferably 0.030% or less.
(Cu:0.50%以下)
(Ni:0.50%以下)
Cu及びNiは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。焼入れ性を高めて金属組織中のマルテンサイト面積率を増加させる場合には、Cu量、Ni量を、それぞれ、0.10%以上とすることが好ましい。一方、Cu及びNiは高価な元素であるので、含有させる場合でも、Cu量、Ni量を、それぞれ、0.50%以下とすることが好ましい。より好ましくは、Cu量及びNi量を、それぞれ、0.40%以下、より好ましくはそれぞれ0.30%以下とする。(Cu: 0.50% or less)
(Ni: 0.50% or less)
Cu and Ni are elements that improve the hardenability of the steel. In the case where the hardenability is enhanced to increase the martensite area ratio in the metal structure, it is preferable to make the amount of Cu and the amount of Ni 0.10% or more, respectively. On the other hand, since Cu and Ni are expensive elements, even when they are contained, it is preferable to set the amount of Cu and the amount of Ni to respectively 0.50% or less. More preferably, the amount of Cu and the amount of Ni are respectively 0.40% or less, more preferably 0.30% or less.
(V:0.100%以下)
Vは、炭化物や窒化物を形成する元素である。炭化物や窒化物によって結晶粒を微細化させて靱性を高める場合、V量を0.005%以上とすることが好ましい。一方、Vを過剰に含有させると延性や靱性が低下する。しかしながら、NbやTiに比べれば悪影響が小さいので、含有させる場合のV量の上限を0.100%とする。好ましくはV量を0.050%以下とする。(V: 0. 100% or less)
V is an element that forms carbides and nitrides. When the grain size is refined by carbides or nitrides to enhance toughness, the V content is preferably 0.005% or more. On the other hand, when V is contained excessively, ductility and toughness are reduced. However, since the adverse effect is small compared to Nb and Ti, the upper limit of the amount of V to be contained is made 0.100%. Preferably, the V amount is 0.050% or less.
(W:0.50%以下)
Wは鋼の焼入れ性を向上させる元素である。この効果を得る場合、W量を0.05%以上とすることが好ましい。一方、Wを過剰に含有させると溶接性が劣化する。そのため、含有させる場合でもW量を0.50%以下又は0.30%以下とする。必要に応じて、W量を0.02%以下又は0.01%以下としてもよい。(W: 0.50% or less)
W is an element that improves the hardenability of the steel. In order to obtain this effect, the W content is preferably 0.05% or more. On the other hand, if W is contained excessively, the weldability is degraded. Therefore, even when it is contained, the W amount is made 0.50% or less or 0.30% or less. If necessary, the W content may be 0.02% or less or 0.01% or less.
(Ca:0.0030%以下)
Caは、酸化物や硫化物の形態を制御する元素である。この効果を得る場合、Ca量を、0.0001%以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ca量を、0.0005%以上、更に好ましくは0.0010%以上とする。一方、Caを過剰に含有させると効果が飽和するだけでなく、介在物の形成によって延性や靱性が低下することがある。そのため、含有させる場合でも、Ca量を0.0030%以下とする。(Ca: less than 0.0030%)
Ca is an element that controls the form of oxide or sulfide. In order to obtain this effect, the amount of Ca is preferably made 0.0001% or more. More preferably, the amount of Ca is made 0.0005% or more, more preferably 0.0010% or more. On the other hand, when the Ca is contained excessively, not only the effect is saturated but also ductility and toughness may be reduced due to the formation of inclusions. Therefore, even when it is contained, the amount of Ca is made 0.0030% or less.
(Mg:0.0030%以下)
Mgは組織を微細化することによって鋼の靱性を高める作用を有する元素である。この効果を得る場合、Mg量を、0.0005%以上とすることが好ましい。一方、Mgを過剰に含有させると効果が飽和するだけでなく、介在物の形成によって延性や靱性が低下することがある。そのため、含有させる場合でも、Mg量を0.0030%以下とする。(Mg: less than 0.0030%)
Mg is an element having the effect of enhancing the toughness of the steel by refining the structure. In order to obtain this effect, it is preferable to set the amount of Mg to 0.0005% or more. On the other hand, if Mg is contained excessively, not only the effect is saturated but also ductility and toughness may be reduced due to the formation of inclusions. Therefore, even when it is contained, the amount of Mg is made 0.0030% or less.
(REM:0.0030%以下)
REM(希土類元素)は硫化物、特にMnSの形態を制御することによって、鋼の靱性を高める作用を有する元素である。この効果を得る場合、REM量を0.0001%以上とすることが好ましい。一方、REMを過剰に含有させるとREMを含む介在物が粗大化し延性や靱性が低下することがある。そのため、含有させる場合でも、REM量を0.0030%以下とする。(REM: less than 0.0030%)
REM (rare earth element) is an element having the effect of enhancing the toughness of the steel by controlling the form of sulfides, particularly MnS. In order to obtain this effect, the REM amount is preferably made 0.0001% or more. On the other hand, when REM is excessively contained, inclusions including REM may be coarsened, and ductility and toughness may be reduced. Therefore, even when it is contained, the amount of REM is made 0.0030% or less.
また、上記元素以外でも、作用効果を害さない範囲内であれば、他の元素を微量に含有していてもよい。 In addition to the above elements, other elements may be contained in a small amount as long as the effects do not occur.
本実施形態に係る高強度鋼板では、個々の元素を上述の範囲とした上で、さらに、化学組成によって決定される、DI及びPcmが、以下の範囲を満足する必要がある。 In the high-strength steel plate according to the present embodiment, DI and Pcm determined by the chemical composition need to satisfy the following ranges, after setting the individual elements in the above-mentioned ranges.
(DI:2.0〜7.8)
DIは焼入れ性の指標であり、下記(式1)によって求められる。ここで、式中の[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]は各元素の含有量(質量%)であり、その元素を含まない場合は0として計算する。
定性的に図1に示したように、焼入れ性指標DIを高めると、加速冷却の停止温度Tcfを高く(すなわち図1の右方向へ移動)しても、破断伸びの低下を抑制することができる。加速冷却の停止温度Tcfを高くすると、強度の過剰な上昇が抑制され、靱性や延性を高めることができる。強度、延性、靱性のバランスを良好にするには、DIを2.0以上にすることが好ましい。より好ましくは、DIは、3.0以上であり、さらに好ましくは、4.0以上である。一方、焼入れ性が過剰に高くなると、強度が過剰に高くなり、靱性が低下する場合がある。そのため、DIは7.8以下が好ましい。より好ましくは、DIは7.0以下であり、さらに好ましくは、6.5以下である。(DI: 2.0 to 7.8)
DI is an index of hardenability and is obtained by the following (Formula 1). Here, [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], and [Mo] in the formulas represent the content (mass%) of each element, and the element is included. If not, it is calculated as 0.
Qualitatively, as shown in FIG. 1, when the hardenability index DI is increased, even if the accelerated cooling stop temperature Tcf is increased (that is, moved to the right in FIG. 1), the reduction of the breaking elongation is suppressed. it can. When the accelerated cooling stop temperature Tcf is increased, an excessive increase in strength is suppressed, and toughness and ductility can be enhanced. In order to achieve a good balance of strength, ductility and toughness, it is preferable to make DI be 2.0 or more. More preferably, DI is 3.0 or more, and more preferably 4.0 or more. On the other hand, if the hardenability is excessively high, the strength may be excessively high and the toughness may be reduced. Therefore, the DI is preferably 7.8 or less. More preferably, DI is 7.0 or less, more preferably 6.5 or less.
DI=[C]0.5×{0.34×(1+0.64×[Si])×(1+4.1×[Mn])×(1+0.27×[Cu])×(1+0.52×[Ni])×(1+2.33×[Cr])×(1+3.14×[Mo])}×1.2 ・・・ (式1)DI = [C] 0.5 × {0.34 × (1 + 0.64 × [Si]) × (1 + 4.1 × [Mn]) × (1 + 0.27 × [Cu]) × (1 + 0.52 × [1] Ni]) × (1 + 2.33 × [Cr]) × (1 + 3.14 × [Mo])} × 1.2 (Expression 1)
(Pcm:0.189%以上)
溶接継手は、通常、その引張強度(継手強度)が、溶接に供する母材への引張強度の要求値以上であることが求められる。本発明者らは、金属組織の主たる組織がマルテンサイトである鋼板を溶接した場合、溶接熱影響部の軟化によって溶接継手の引張強度(継手強度)が母材の引張強度に比べて低下する場合があることを見出した。そこで、本発明者らは、種々の高強度鋼板を用いて、溶接入熱を変化させて溶接継手を製造して試験を行った。その結果、鋼板の焼入れ性を高めること、具体的には下記(式2)で求められるPcmを0.189%以上にすることによって、溶接熱影響部の軟化を抑制し、建設機械や産業機械の構造部材の製造に適用されることの多い溶接入熱範囲の下限値である7.0kJ/cmで溶接を行った場合に、溶接継手の引張強度を950MPa以上にすることができることがわかった。
Pcm=[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5×[B] ・・・ (式2)
ただし、[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B]は各元素の含有量(質量%)であり、その元素を含まない場合は0として計算する。(Pcm: 0.189% or more)
The welded joint is usually required to have a tensile strength (joint strength) equal to or higher than a required value of the tensile strength of the base material to be subjected to welding. The present inventors weld the steel plate whose main structure of the metal structure is martensite, when the tensile strength (joint strength) of the welded joint is reduced compared to the tensile strength of the base metal due to the softening of the weld heat affected zone. I found that there is. Therefore, the inventors of the present invention manufactured weld joints by changing welding heat input using various high-strength steel plates, and conducted tests. As a result, by improving the hardenability of the steel plate, specifically by setting Pcm determined by the following (equation 2) to 0.189% or more, the softening of the weld heat affected zone is suppressed, and construction machinery and industrial machinery It was found that when welding is performed at 7.0 kJ / cm, which is the lower limit value of the welding heat input range often applied to the production of structural members, the tensile strength of the welded joint can be 950 MPa or more .
Pcm = [C] + [Si] / 30 + [Mn] / 20 + [Cu] / 20 + [Ni] / 60 + [Cr] / 20 + [Mo] / 15 + [V] / 10 + 5 × [B] ··· (Expression 2)
However, [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V], and [B] are contents (mass%) of each element, If the element is not contained, it is calculated as 0.
さらに発明者らは、溶接入熱と溶接継手の強度とについて検討し、溶接継手の強度は、溶接に用いる高強度鋼板の成分組成から上記(式2)によって求められるPcm及び溶接入熱Hi[kJ/cm]を用いて下記(式a)で算出されるJSで評価することができ、JSが950MPa以上であれば、実際の溶接継手でも950MPa以上の継手強度を確保できることがわかった。
JS=(4.3/Hi+3.4)×(1680.7×Pcm−81.5)・・・(式a)Furthermore, the inventors examined the welding heat input and the strength of the welded joint, and the strength of the welded joint is Pcm and the welding heat input Hi obtained by the above (formula 2) from the component composition of the high strength steel plate used for welding. It could be evaluated by JS calculated by the following (Formula a) using kJ / cm], and it was found that a joint strength of 950 MPa or more can be secured even with an actual welded joint if JS is 950 MPa or more.
JS = (4.3 / Hi + 3.4) * (1680.7 * Pcm-81.5) ... (Formula a)
上記の式から分かるように、溶接継手の強度を確保するためには、溶接入熱を出来るだけ小さくした方が好ましいことがわかる。しかしながら、溶接継手の健全性を確保するためには、溶接入熱の下限がある。建設機械や産業機械を製作時の溶接作業の生産性などの確保のためには、7.0kJ/cm未満に溶接入熱を低減することは、容易ではない。この溶接入熱7.0kJ/cmの場合に、JSを950MPa以上とするために必要なPcmは、上記式から0.189%となる。つまり、Pcmを0.189%以上とすることで、950MPa以上の継手強度を確保することができる。
また、Pcmを0.196%以上とすれば、溶接施工時に特別な管理が不要となる溶接入熱である10.0kJ/cmの場合であっても、950MPa以上の継手強度を確保できる。つまり、Pcmを0.196%以上とすることにより、特別な溶接施工管理を行わなくとも、溶接継手の強度を950MPa以上とすることができる。
なお、より大きい溶接入熱でも溶接継手の強度を確保するために、Pcmを0.200%以上、0.205%以上、0.210%以上又は0.215%以上としてもよい。溶接入熱が大きい方が、溶接のパス数を低減でき、生産性が向上するため好ましい。Pcmの上限を特に定める必要はないが、溶接割れ防止などのため、0.250%以下又は0.240%以下としてもよい。As can be seen from the above equation, in order to secure the strength of the welded joint, it is preferable to reduce the welding heat input as much as possible. However, in order to ensure the soundness of the welded joint, there is a lower limit of the welding heat input. It is not easy to reduce the heat input to less than 7.0 kJ / cm in order to ensure the productivity of the welding operation at the time of manufacturing a construction machine or an industrial machine. In the case of this welding heat input of 7.0 kJ / cm, Pcm required to make JS 950 MPa or more is 0.189% from the above equation. That is, joint strength of 950 MPa or more can be secured by setting Pcm to 0.189% or more.
Further, if Pcm is 0.196% or more, a joint strength of 950 MPa or more can be secured even in the case of 10.0 kJ / cm, which is a welding heat input that requires no special management at the time of welding construction. That is, by setting Pcm to 0.196% or more, the strength of the welded joint can be set to 950 MPa or more without performing special welding construction management.
Note that Pcm may be 0.200% or more, 0.205% or more, 0.210% or more, or 0.215% or more in order to ensure the strength of the weld joint even with a larger welding heat input. A larger welding heat input is preferable because the number of welding passes can be reduced and productivity can be improved. The upper limit of P cm is not particularly required, but may be 0.250% or less or 0.240% or less for preventing weld cracking and the like.
([Mo]/[Cr]:0.20以上)
更に、発明者らは、焼入れ性を高める元素であるCr、Moが靱性に与える影響を調査し、検討を進めた。その結果、焼入れ性(DI)が一定である場合、MoとCrとの比率が靱性に影響を及ぼすことがわかった。具体的には、質量%でのMoの含有量[Mo]とCrの含有量[Cr]との比([Mo]/[Cr])が大きくなると、マルテンサイトの下部組織(パケット、ブロック)が微細になり、その結果として、靱性が向上することがわかった。靱性の一層の向上のため、この比を、0.40以上、0.80以上又は1.00以上としてもよい。([Mo] / [Cr]: 0.20 or more)
Furthermore, the inventors investigated and investigated the influence of Cr and Mo, elements that enhance hardenability, on toughness. As a result, it was found that when the hardenability (DI) is constant, the ratio of Mo to Cr affects the toughness. Specifically, when the ratio of Mo content [Mo] to Cr content [Cr] in mass% ([Mo] / [Cr]) increases, the substructure of martensite (packet, block) It became clear that as a result, the toughness was improved. In order to further improve the toughness, this ratio may be 0.40 or more, 0.80 or more, or 1.00 or more.
図2は、[Mo]/[Cr]と−40℃でのシャルピー吸収エネルギーとの関係を示す図である。図2中の「○」は実測値、「●」は前記実測値の平均値を示している。 FIG. 2 is a diagram showing the relationship between [Mo] / [Cr] and the Charpy absorbed energy at -40.degree. “O” in FIG. 2 indicates an actual measurement value, and “●” indicates an average value of the actual measurement values.
図2に示したように、[Mo]/[Cr]が大きくなるにしたがって−40℃でのシャルピー吸収エネルギーは増大する傾向にあり、[Mo]/[Cr]が0.20以上になると、−40℃でのシャルピー吸収エネルギーが59J/cm2以上となることが分かる。そのため、低温靭性が求められる場合には、[Mo]/[Cr]を0.20以上とする。一方、Moは、Crに比べて微細な炭化物やクラスターを形成し易い元素である。そのため、MoをCrよりも過剰に含有させると、靱性が低下する場合があり、[Mo]/[Cr]を2.00以下又は1.50以下としてもよい。
シャルピー吸収エネルギーは、JIS Z 2242に準拠して行ったシャルピー試験によって測定した。ただし、試験片を採取した鋼板の板厚が8mmであり、長手方向を圧延方向として板厚中心部から採取した試験片は10mm×5mmのサブサイズである。
As shown in FIG. 2, the Charpy absorbed energy at −40 ° C. tends to increase as [Mo] / [Cr] increases, and when [Mo] / [Cr] becomes 0.20 or more, Charpy absorbed energy at -40 ℃ it can be seen that the 59J / cm 2 or more. Therefore, when the low temperature toughness is required, you 0.20 or more [Mo] / [Cr]. On the other hand, Mo is an element which is easier to form finer carbides and clusters than Cr. Therefore, if Mo is contained in excess of Cr, the toughness may decrease, and [Mo] / [Cr] may be 2.00 or less or 1.50 or less.
The Charpy absorbed energy was measured by the Charpy test performed according to JIS Z 2242. However, the thickness of the steel plate from which the test piece was taken is 8 mm, and the test piece taken from the central portion of the thickness with the longitudinal direction as the rolling direction has a subsize of 10 mm × 5 mm.
(マルテンサイト及びベイナイトの1種または2種の合計面積率:99%以上、かつ破断伸び:12%以上)
本発明者らは、高強度鋼板の焼入れ性及び金属組織と破断伸びとの関係について検討を行った。その結果、本発明者らは、焼入れ性が不足すると破断伸びが低下し、さらに、この破断伸びの低下すなわち延性の低下の原因は、図4A、図4Bに示すような、ベイナイトに起因して生成した粗大な炭化物を起点とするボイドの生成であることを見出した。そして、高強度鋼板の延性を高めるには、粗大なセメンタイトの生成の原因となるベイナイトの生成を抑制することが必要であるという知見を得た。粗大なセメンタイトの生成の原因となるベイナイトを抑制するためには、金属組織の90%以上がマルテンサイトであるマルテンサイト主体組織とすることが好ましい。また、鋼板の強度を高めるためにも、金属組織中のマルテンサイト面積率を90%以上とすることが好ましい。より好ましくは92%以上、さらに好ましくは94%以上である。
しかしながら、マルテンサイト及びベイナイトは、いずれも連続冷却変態組織であり、組織観察によっては正確な判別が困難な場合がある。このような場合においては、マルテンサイト及びベイナイトの合計面積率が99%以上で、かつ、破断伸びが12%以上であれば、粗大なセメンタイトの生成の原因となるベイナイトが抑制されていると判断できる。
従って、本実施形態に係る高強度鋼板では、マルテンサイト及びベイナイトの1種または2種の合計面積率を99%以上、かつ、組織の指標として破断伸びを12%以上とする。組織観察によって、マルテンサイトとベイナイトとが十分に判別できる場合には、マルテンサイトの面積率を90%以上とすることが好ましい。
本実施形態に係る高強度鋼板の場合、金属組織のマルテンサイトは焼入れままであり、焼戻し処理によって得られる焼戻しマルテンサイトとは異なる。焼戻しマルテンサイトであると、長時間の焼戻しによりセメンタイトが成長するので好ましくない。
上記以外の残部は、フェライト、パーライト、残留オーステナイトのうち1種又は2種以上であればよい。(Total area ratio of martensite and bainite 1 or 2 types: 99% or more, and elongation at break: 12% or more)
The present inventors examined the hardenability of the high strength steel plate and the relationship between the metallographic structure and the elongation at break. As a result, when the hardenability is insufficient, the breaking elongation decreases, and the cause of the reduction of the breaking elongation, that is, the reduction of the ductility is due to bainite as shown in FIGS. 4A and 4B. It was found that this was the formation of voids originating from the formed coarse carbides. And in order to raise the ductility of a high strength steel plate, it acquired the knowledge that it was necessary to control the formation of bainite which causes the formation of coarse cementite. In order to suppress bainite which causes the formation of coarse cementite, it is preferable to make a martensitic main structure in which 90% or more of the metal structure is martensite. Further, also in order to enhance the strength of the steel plate, it is preferable to set the martensite area ratio in the metal structure to 90% or more. More preferably, it is 92% or more, more preferably 94% or more.
However, martensite and bainite are both continuous cooling transformation structures, and accurate discrimination may be difficult depending on the structure observation. In such a case, if the total area ratio of martensite and bainite is 99% or more and the breaking elongation is 12% or more, it is determined that bainite causing coarse cementite formation is suppressed. it can.
Therefore, in the high-strength steel plate according to the present embodiment, the total area ratio of one or two of martensite and bainite is 99% or more, and the fracture elongation is 12% or more as an index of the structure. When martensite and bainite can be sufficiently discriminated by the structure observation, it is preferable to set the area ratio of martensite to 90% or more.
In the case of the high-strength steel sheet according to the present embodiment, the martensite of the metal structure is still quenched, and is different from the tempered martensite obtained by the tempering treatment. The tempered martensite is not preferable because cementite grows due to long-term tempering.
The balance other than the above may be one or more of ferrite, pearlite and retained austenite.
金属組織の判別及びマルテンサイトの面積率の測定は、光学顕微鏡によって行う。具体的には、1/4t部(鋼板表面から板厚方向に板厚tの1/4の部分)付近における圧延方向に平行な断面を、ナイタール腐食し、光学顕微鏡を用いて500倍で、120μm×100μmの範囲の2視野を撮影し、針状のラス構造が発達した組織の面積率を測定する。また、その針状組織の内、鋼板の断面を電解研磨した後、鋼板断面の1/4t部付近を走査型電子顕微鏡(SEM)で観察する。ここで倍率は5000倍であり、50μm×40μmの範囲を撮影する。セメンタイトの長軸方向が、ブロック内に2方向以上に配向している場合、針状組織は、マルテンサイトであるとし、当該領域の面積率を求める。光学顕微鏡における針状組織面積率と、SEMにおけるマルテンサイトの面積率との積を、その鋼種のマルテンサイト組織の面積率とする。
上記の走査型電子顕微鏡による組織観察において、セメンタイトの長軸方向が、ブロック内に2方向以上に配向していることが、明確が判別できない場合がある。この場合、光学顕微鏡で針状のラス構造が発達した組織の面積率を、マルテンサイトとベイナイトの合計の面積率とする。The determination of the metallographic structure and the measurement of the area ratio of martensite are performed by an optical microscope. Specifically, a cross section parallel to the rolling direction in the vicinity of a 1/4 t portion (a portion of a plate thickness t from the surface of the steel plate to a quarter of the plate thickness t) is subjected to nital corrosion, 500 times using an optical microscope, Two fields of view in the range of 120 μm × 100 μm are photographed, and the area ratio of tissue in which a needle-like lath structure has developed is measured. Moreover, after electropolishing the cross section of the steel plate in the needle-like structure, the vicinity of 1⁄4 t part of the cross section of the steel plate is observed with a scanning electron microscope (SEM). Here, the magnification is 5000 times, and a range of 50 μm × 40 μm is photographed. When the major axis direction of cementite is oriented in two or more directions in the block, the needle-like structure is assumed to be martensite, and the area ratio of the region is determined. The product of the area fraction of acicular texture in an optical microscope and the area fraction of martensite in an SEM is taken as the area fraction of the martensitic structure of the steel type.
In the above-mentioned structure observation with a scanning electron microscope, it may not be possible to clearly distinguish that the major axis direction of cementite is oriented in two or more directions in the block. In this case, the area ratio of the structure in which the needle-like lath structure is developed by an optical microscope is taken as the area ratio of the total of martensite and bainite.
(長軸方向の長さが1.0μm以上であるセメンタイトの、長軸方向の長さが0.1μm以上であるセメンタイトに対する個数分率:5%以下)
上述したように、鋼板の延性を高めるためには、粗大なセメンタイトの生成の原因となるベイナイトの生成を抑制し、マルテンサイトを主体とする金属組織とすることが重要である。しかしながら、さらに延性を高めるためには、粗大な炭化物(特にセメンタイト)を起点としたボイドの生成を抑制することが有効である。
本発明者らは、加速冷却の停止温度を制御することで、長軸方向の長さが1.0μm以上であるような粗大な炭化物(特にセメンタイト)の個数分率が低減でき、その結果、ボイドの生成を抑制し、破断伸びの向上を図ることができることを見出した。具体的には、長軸方向の長さが0.1μm以上であるセメンタイトのうち、長軸方向の長さが1.0μm以上であるセメンタイトの個数分率を、5%以下とすることで、破断伸びを向上させることができることを見出した。
後に詳述するが、本発明では、加速冷却を、Mf以下の温度かつ300℃未満で停止することで、粗大な炭化物の生成が抑制されたマルテンサイト主体の組織とすることができる。つまり、加速冷却の停止温度を制御することで、長軸方向の長さが1.0μm以上である粗大なセメンタイトを起点としたボイドの生成を抑制できる。
セメンタイトの個数密度の測定は、走査型電子顕微鏡(SEM)によって行う。具体的には、鋼板の断面を電解研磨した後、鋼板断面の1/4t部付近を、倍率を5000倍として、走査型電子顕微鏡(SEM)で、50μm×40μmの範囲を撮影する。得られた画像のコントラストから、画像解析ソフトを用い、アスペクト比が2.0以上であり、長軸方向の長さが0.1μm以上の析出物を、セメンタイトであるとして個数をカウントする。同様に、アスペクト比が2.0以上であり、長軸方向の長さが1.0μm以上であるセメンタイトの個数をカウントする。そして、得られた1.0μm以上の析出物の数を、0.1μm以上のセメンタイト個数で除することにより、1.0μm以上のセメンタイト個数分率(%)を求める。炭化物の形状は特に限定しないが、例えば球状である場合には、「長軸方向の長さ」は長径を指す。(Number fraction of cementite whose length in the long axis direction is 1.0 μm or more to cementite whose length in the long axis direction is 0.1 μm or more: 5% or less)
As described above, in order to increase the ductility of the steel sheet, it is important to suppress the formation of bainite which causes the formation of coarse cementite, and to make the metal structure mainly composed of martensite. However, in order to further improve the ductility, it is effective to suppress the formation of voids originating from coarse carbides (particularly cementite).
By controlling the stopping temperature of the accelerated cooling, the present inventors can reduce the number fraction of coarse carbides (especially cementite) whose length in the major axis direction is 1.0 μm or more, and as a result, It has been found that the generation of voids can be suppressed and the elongation at break can be improved. Specifically, among cementite having a length in the long axis direction of 0.1 μm or more, the number fraction of cementite having a length in the long axis direction of 1.0 μm or more is 5% or less. It has been found that the breaking elongation can be improved.
As will be described in detail later, in the present invention, by stopping the accelerated cooling at a temperature lower than Mf and less than 300 ° C., it is possible to obtain a martensite-based structure in which the formation of coarse carbides is suppressed. That is, by controlling the stop temperature of the accelerated cooling, it is possible to suppress the generation of voids originating from coarse cementite whose length in the major axis direction is 1.0 μm or more.
The measurement of the number density of cementite is performed by a scanning electron microscope (SEM). Specifically, after electropolishing the cross section of the steel plate, the area of 50 μm × 40 μm is photographed with a scanning electron microscope (SEM) at a magnification of 5000 times in the vicinity of 1/4 t of the cross section of the steel plate. From the contrast of the obtained image, the number of precipitates having an aspect ratio of 2.0 or more and a length in the major axis direction of 0.1 μm or more is counted as cementite using image analysis software. Similarly, the number of cementite having an aspect ratio of 2.0 or more and a length in the major axis direction of 1.0 μm or more is counted. Then, the number of precipitates of 1.0 μm or more obtained is divided by the number of cementite pieces of 0.1 μm or more to obtain a cementite number fraction (%) of 1.0 μm or more. The shape of the carbide is not particularly limited, but in the case of, for example, a spherical shape, "length in the major axis direction" indicates the major axis.
(旧オーステナイト粒のアスペクト比が2.0以上)
本実施形態に係る高強度鋼板では、旧オーステナイト粒のアスペクト比を2.0以上とする。アスペクト比が2.0未満の場合、靭性が低下することが懸念される。
なお、未再結晶域で圧延後、オンラインで加速冷却(直接焼入れ)を行った場合、旧オーステナイト粒のアスペクト比を2.0以上とすることができる。一方で、圧延及び冷却後に、再加熱して焼入れを行った場合、圧延による加工組織は引き継がれず、旧オーステナイト粒のアスペクト比は2.0未満となる。
旧オーステナイト粒のアスペクト比は、以下の方法で測定する。すなわち、板厚方向に表面から板厚tの1/4の位置である1/4t部付近における圧延方向に平行な断面を、ナイタールで腐食し、光学顕微鏡で倍率を500倍とし、120μm×100μmの範囲の2視野を撮影する。得られた画像から、少なくとも50個以上の旧オーステナイト粒について、長軸の長さと短軸の長さを測定し、長軸長さを短軸長さで除してそれぞれの粒についてアスペクト比を求める。そして、これらの旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均値を求める。(The austenite grain aspect ratio is 2.0 or more)
In the high strength steel plate according to the present embodiment, the aspect ratio of the prior austenite grains is set to 2.0 or more. If the aspect ratio is less than 2.0, the toughness may be reduced.
When accelerated cooling (direct quenching) is performed online after rolling in the non-recrystallized region, the aspect ratio of the prior austenite grains can be made 2.0 or more. On the other hand, when the steel is reheated and quenched after rolling and cooling, the worked structure by rolling is not taken over, and the aspect ratio of the prior austenite grains is less than 2.0.
The aspect ratio of prior austenite grains is measured by the following method. That is, a cross section parallel to the rolling direction in the vicinity of the 1 / 4t portion which is a quarter of the thickness t from the surface in the thickness direction is corroded with nital, and the magnification is set to 500 times with an optical microscope, 120 μm × 100 μm Shoot 2 views in the range of. From the obtained image, the major axis length and minor axis length are measured for at least 50 or more old austenite grains, the major axis length is divided by the minor axis length, and the aspect ratio for each grain is calculated. Ask. And the average value of the aspect ratio of these prior-austenite grains is calculated.
次に、本実施形態に係る高強度鋼板の板厚、機械特性について説明する。
(板厚:4.5〜20mm)
クレーンなどに使用される高強度鋼板の板厚は、一般に、4.5〜20mmである。そのため、本実施形態に係る高強度鋼板の板厚を4.5〜20mmとする。しかしながら、軽量化への寄与の点では、4.5〜15mmであることが好ましい。
(降伏強度:885MPa以上)
(引張強度:950MPa以上)
また、建設機械や産業機械の大型化や軽量化に寄与するためには、高強度化が求められており、顕著に経済的な効果を得るためには、降伏強度を885MPa以上、引張強度を950MPa以上とする必要がある。降伏強度の上限を特に定める必要はないが、1100MPa以下としてもよい。引張強度の上限を特に定める必要はないが、1300MPa以下又は1250MPa以下としてもよい。
(破断伸び:12%以上)
高強度鋼板を建設機械や産業機械の部材に適用するためには、曲げ性などの加工性が要求されるので、破断伸びを12%以上とする。また、上述したように、破断伸びは、粗大なセメンタイトの生成の原因となるベイナイトが抑制されているかどうかの組織の指標でもある。
降伏強度、引張強度、破断伸びは、JIS Z 2241に準拠して引張試験を行って測定する。ただし、引張試験の破断伸びの値は、試験片の形状に依存する。上記の破断伸びの限定(12%以上)は、引張試験片として、JIS Z2241の5号試験片(原標点間距離が50mm、平行部の幅が25mm、試験片の厚さが鋼板の厚さのままの平型試験片)を用いた場合の値である。
試験片形状の違いに基づく伸びの換算式はISO2566−1にも規定されており、JIS Z2241の5号試験片での12%の伸びは、引張試験片がJIS Z2241の13B号試験片(原標点間距離が50mm、平行部の幅が12.5mm、試験片の厚さが鋼板の厚さのままの平型試験片)では10.4%に、引張試験片がJIS Z2241の13A号試験片(原標点間距離が80mm、平行部の幅が20mm、試験片の厚さが鋼板の厚さのままの平型試験片)では9.5%に、それぞれ換算できる。
(−20℃でのシャルピー吸収エネルギー:59J/cm2以上)
建設機械や産業機械が寒冷地で使用される場合、高強度鋼板に低温靱性が要求される場合がある。そのため、−20℃でのシャルピー吸収エネルギーが59J/cm2であることが好ましい。より好ましくは、−40℃でのシャルピー吸収エネルギーが59J/cm2以上である。
シャルピー吸収エネルギーは、板厚中心部から長手方向を圧延方向する試験片を採取し、JIS Z 2242に準拠したシャルピー試験を−20℃または−40℃で行って測定する。鋼板の板厚によっては、10mm×10mmのフルサイズ試験片の採取が困難であり、このような場合、サブサイズの試験片を用いる。シャルピー吸収エネルギーは、Vノッチ底部での試験片断面積(cm2)で吸収エネルギーを除したJ/cm2である。例えば、10mm×10mmのフルサイズ試験片の場合と10mm×5mmのサブサイズ試験片の場合、測定したシャルピー吸収エネルギー値(J)を、それぞれフルサイズ試験片の場合1cm×0.8cm=0.8cm2で、サブサイズ試験片の場合0.5cm×0.8cm=0.4cm2で除して求める。Next, the plate thickness and mechanical characteristics of the high strength steel plate according to the present embodiment will be described.
(Thickness: 4.5 to 20 mm)
The thickness of a high strength steel plate used for a crane or the like is generally 4.5 to 20 mm. Therefore, the plate thickness of the high strength steel plate according to the present embodiment is set to 4.5 to 20 mm. However, it is preferable that it is 4.5-15 mm at the point of the contribution to weight reduction.
(Yield strength: 885 MPa or more)
(Tensile strength: 950 MPa or more)
Moreover, in order to contribute to the enlargement and weight reduction of construction machines and industrial machines, high strength is required, and in order to obtain remarkable economic effects, the yield strength is 885 MPa or more, and the tensile strength is It is necessary to make it 950 MPa or more. The upper limit of the yield strength is not particularly required, but may be 1100 MPa or less. The upper limit of the tensile strength is not particularly required, but may be 1300 MPa or less or 1250 MPa or less.
(Breaking elongation: 12% or more)
In order to apply high strength steel plates to members of construction machines and industrial machines, machinability such as bendability is required, so the breaking elongation is made 12% or more. In addition, as described above, the elongation at break is also an indicator of the structure as to whether bainite causing the formation of coarse cementite is suppressed.
The yield strength, tensile strength, and elongation at break are measured by conducting a tensile test in accordance with JIS Z 2241. However, the value of elongation at break in the tensile test depends on the shape of the test piece. The above limit of elongation at break (12% or more) is the tensile test specimen No. 5 test piece of JIS Z 2241 (the distance between original standard points is 50 mm, the width of parallel part is 25 mm, the thickness of the test piece is the thickness of steel plate It is a value at the time of using a flat shape test piece (as it is).
The conversion formula of the elongation based on the difference in the test piece shape is also specified in ISO 2566-1, and the 12% elongation in the test piece No. 5 of JIS Z2241 is the tensile test piece 13 B No. test piece of JIS Z 2241 (original Flat specimen with a distance between marks of 50 mm, width of parallel part of 12.5 mm, thickness of specimen as thickness of steel plate) is 10.4%, tensile specimen is JIS Z 2241, No. 13A It can be converted to 9.5% in the case of a test piece (a flat test piece in which the distance between the base marks is 80 mm, the width of the parallel portion is 20 mm, and the thickness of the test piece is the thickness of the steel plate).
(Charpy absorbed energy at -20 ° C: 59 J / cm 2 or more)
When construction machines and industrial machines are used in cold regions, high strength steel plates may be required to have low temperature toughness. Therefore, the Charpy absorbed energy at -20 ° C is preferably 59 J / cm 2 . More preferably, the Charpy absorbed energy at −40 ° C. is 59 J / cm 2 or more.
The Charpy absorbed energy is measured by collecting a test piece whose rolling direction is in the longitudinal direction from the center of the plate thickness and performing a Charpy test in accordance with JIS Z 2242 at -20 ° C or -40 ° C. Depending on the thickness of the steel plate, it is difficult to collect a 10 mm × 10 mm full-size test piece, and in such a case, a sub-size test piece is used. The Charpy absorbed energy is J / cm 2 obtained by dividing the absorbed energy by the specimen cross-sectional area (cm 2 ) at the bottom of the V notch. For example, in the case of a full-size test piece of 10 mm × 10 mm and a sub-size test piece of 10 mm × 5 mm, the measured Charpy absorbed energy value (J) is 1 cm × 0.8 cm = 0 in the case of a full-size test piece, respectively. It is determined by dividing by 8 cm 2 and 0.5 cm × 0.8 cm = 0.4 cm 2 in the case of a subsize test piece.
次に、本実施形態に係る高強度鋼板の製造において、好ましい方法について説明する。
本実施形態に係る高強度鋼板は、常法によって上述した範囲の化学組成を有する溶鋼を溶製し、この溶鋼を鋳造して得られた鋼片を加熱して熱間圧延を行い、加速冷却し、加速冷却停止後はそのまま室温まで放冷して製造することができる。ただし、本実施形態に係る高強度鋼板の製造に際し、加速冷却停止後または室温まで放冷後は、焼戻しなどの調質熱処理を施さない。調質処理を行うと、マルテンサイトが焼戻しマルテンサイトになる。すなわち、本実施形態に係る高強度鋼板は、工期の短縮や製造コストの削減を目的とし、調質熱処理を省略した、いわゆる非調質製造工程で高強度鋼板を製造する。非調質製造工程によって製造された本実施形態に係る高強度鋼板は、非調質高強度鋼板と呼ばれる場合がある。
以下に、各工程の好ましい条件について説明する。Next, in the manufacture of the high-strength steel sheet according to the present embodiment, a preferable method will be described.
The high-strength steel plate according to the present embodiment melts a molten steel having the above-described range of chemical composition by a conventional method, heats a steel piece obtained by casting this molten steel, performs hot rolling, and accelerated cooling After accelerated cooling is stopped, it can be left to cool as it is to room temperature. However, in the production of the high-strength steel sheet according to the present embodiment, after stopping the accelerated cooling or after cooling to room temperature, the tempering heat treatment such as tempering is not performed. When the tempering treatment is performed, martensite becomes tempered martensite. That is, the high strength steel plate according to the present embodiment manufactures a high strength steel plate in a so-called non-tempered manufacturing process in which the tempering heat treatment is omitted for the purpose of shortening the construction period and reducing the manufacturing cost. The high strength steel plate according to the present embodiment manufactured by the non-tempered manufacturing process may be referred to as a non-tempered high strength steel plate.
Below, the preferable conditions of each process are demonstrated.
(鋼片の加熱温度:1100〜1250℃)
本実施形態に係る高強度鋼板では、焼入れ性を高めるために所定量の合金元素を含有させる必要がある。そのため、熱間圧延に供する鋼片には、合金元素の炭化物や窒化物が生成している。鋼片を加熱する際には、これらの炭化物や窒化物を分解させて、鋼中に固溶させる必要があり、加熱温度を1100℃以上とする。一方、鋼片の加熱温度が高過ぎると、結晶粒径が粗大になり、靱性が低下する場合があるので、加熱温度を1250℃以下とする。(Heating temperature of billet: 1100 to 1250 ° C)
In the high strength steel plate according to the present embodiment, in order to enhance the hardenability, it is necessary to contain a predetermined amount of alloying elements. Therefore, carbides and nitrides of alloying elements are formed in the billet to be subjected to hot rolling. When heating a billet, it is necessary to decompose these carbides and nitrides and to make solid solution in the steel, and the heating temperature is set to 1100 ° C. or higher. On the other hand, if the heating temperature of the billet is too high, the crystal grain size may become coarse and the toughness may decrease, so the heating temperature is made 1250 ° C. or less.
(仕上温度:Ar3(℃)以上)
(加速冷却開始温度:Ar3(℃)以上)
加熱した鋼片に対して熱間圧延を行う。熱間圧延を行った後、加速冷却によってマルテンサイトを主体とした金属組織にするためには、金属組織がオーステナイトである温度で加速冷却を開始する必要がある。したがって、熱間圧延を金属組織がオーステナイトである温度で終了しなければならない。そのため、熱間圧延の仕上温度をAr3(℃)以上とする。Ar3(℃)は、冷却時にオーステナイトからフェライト変態が開始する温度であり、熱膨張挙動から求めることができる。また、Ar3(℃)は、簡易的に例えば、下記(式b)で求めることができる。
Ar3=868−396×[C]+24.6×[Si]−68.1×[Mn]−36.1×[Ni]−20.7×[Cu]−24.8×[Cr]+29.6×[Mo] ・・・ (式b)
ここで、[C]、[Si]、[Mn]、[Ni]、[Cu]、[Cr]、[Mo]は各元素の含有量(質量%)であり、元素を含まない場合は0として計算する。(Finish temperature: Ar3 (° C) or higher)
(Accelerated cooling start temperature: Ar3 (° C) or higher)
Hot rolling is performed on the heated billet. After hot rolling, in order to make the metal structure mainly composed of martensite by accelerated cooling, it is necessary to start accelerated cooling at a temperature at which the metal structure is austenite. Therefore, hot rolling must be terminated at a temperature at which the metallographic structure is austenite. Therefore, the finishing temperature of hot rolling is set to Ar 3 (° C.) or more. Ar3 (° C.) is a temperature at which ferrite transformation starts from austenite at the time of cooling and can be obtained from the thermal expansion behavior. Further, Ar 3 (° C.) can be simply determined, for example, by the following (formula b).
Ar3 = 868-396 x [C] + 24.6 x [Si]-68.1 x [Mn]-36.1 x [Ni]-20.7 x [Cu]-24.8 x [Cr] + 29. 6 × [Mo] ... (formula b)
Here, [C], [Si], [Mn], [Ni], [Cu], [Cr], and [Mo] are the content (mass%) of each element, and 0 when the element is not contained. Calculate as.
熱間圧延は常法で行えばよいが、1050℃以上の温度範囲での累積圧下率を50〜80%とする再結晶域圧延と、Ar3〜950℃の温度範囲での累積圧下率を50〜90%とする未再結晶域圧延を行うことが好ましい。 Hot rolling may be performed by a conventional method, but recrystallization zone rolling with a cumulative rolling reduction of 50 to 80% in a temperature range of 1050 ° C. or higher, and 50 cumulative rolling reductions in a temperature range of Ar 3 to 950 ° C. It is preferable to carry out non-recrystallized area rolling to be 90%.
(加速冷却の冷却速度:30〜200℃/s)
熱間圧延に引き続き行う加速冷却では、マルテンサイトを生成させる。加速冷却の冷却速度は、マルテンサイトの面積率を増加させるために、30℃/s以上にする必要がある。30℃/s未満では、十分なマルテンサイト面積率が得られない。マルテンサイト変態を促進させるためには、冷却速度を速くすることが好ましいが、板厚や設備による制約があるので、上限を200℃/s以下としてもよい。冷却速度は、熱間圧延後の鋼板の表面の温度変化を測定し、水冷開始前の表面温度と水冷停止直後の表面温度との差を、冷却に要した時間で除して算出する。(The cooling rate of accelerated cooling: 30 to 200 ° C / s)
In accelerated cooling following hot rolling, martensite is formed. The cooling rate of accelerated cooling needs to be 30 ° C./s or more in order to increase the area ratio of martensite. If the temperature is less than 30 ° C./s, a sufficient martensite area ratio can not be obtained. In order to promote the martensitic transformation, it is preferable to increase the cooling rate, but there is a restriction due to the plate thickness and equipment, so the upper limit may be 200 ° C./s or less. The cooling rate is calculated by measuring the temperature change of the surface of the steel sheet after hot rolling and dividing the difference between the surface temperature before the start of water cooling and the surface temperature immediately after the water cooling stop by the time required for cooling.
(加速冷却の停止温度:Mf(℃)以下かつ300℃未満)
本発明者らは、焼入れ性及び加速冷却の停止温度と金属組織及び破断伸びとの関係について検討を行った。ここで、熱間圧延後、鋼板を急冷する場合、マルテンサイト変態が開始する温度Ms(℃)は下記(式3)で求められる。また、マルテンサイト変態が終了する温度Mf(℃)は、Ms(℃)よりも約150℃低い温度であり、下記(式4)で求められる。下記(式3)の[C]、[Mn]、[V]、[Cr]、[Ni]、[Cu]、[Mo]、[Al]は各元素の含有量(質量%)であり、その元素を含まない場合は0として計算する。(Stopping temperature of accelerated cooling: Mf (° C) or less and less than 300 ° C)
The present inventors examined the relationship between the hardenability and the stopping temperature of accelerated cooling, the metallographic structure and the elongation at break. Here, when quenching the steel plate after hot rolling, the temperature Ms (° C.) at which martensitic transformation starts is determined by the following (Equation 3). Further, the temperature Mf (° C.) at which the martensitic transformation ends is a temperature about 150 ° C. lower than Ms (° C.), and is obtained by the following (Equation 4). [C], [Mn], [V], [Cr], [Ni], [Cu], [Mo], and [Al] in the following (Formula 3) represent the content (mass%) of each element, If the element is not contained, it is calculated as 0.
Ms=550−361×[C]−39×[Mn]−35×[V]−20×[Cr]−17×[Ni]−10×[Cu]−5×[Mo]+30×[Al] ・・・ (式3)
Mf=Ms−150 ・・・ (式4)Ms = 550-361 x [C]-39 x [Mn]-35 x [V]-20 x [Cr]-17 x [Ni]-10 x [Cu]-5 x [Mo] + 30 x [Al] ... (Equation 3)
Mf = Ms-150 ... (Equation 4)
金属組織をマルテンサイトにするためには、少なくともMs(℃)以下の温度まで冷却することが必要であり、Mf(℃)以下の温度まで冷却(急冷)すると、金属組織の90%以上がマルテンサイトになる。ただし、冷却停止温度が300℃以上の場合、冷却が不安定になってマルテンサイトの一部がベイナイトとなる場合があるので、冷却停止温度はMf(℃)以下、かつ300℃未満とする。
加速冷却の停止温度は、上述のように、極めて重要であり、マルテンサイト変態が開始する温度Ms(℃)よりも低温で停止することが前提条件となる。そして、マルテンサイト変態が完了する温度Mf(℃)以下、かつ300℃未満まで加速冷却すると、金属組織は炭化物の生成が抑制されたマルテンサイト主体の組織となる。In order to convert the metal structure to martensite, it is necessary to cool to a temperature of at least Ms (° C.), and when cooled (quenched) to a temperature of Mf (° C.) or less, 90% or more of the metal structure is marten Become a site. However, when the cooling stop temperature is 300 ° C. or higher, the cooling may become unstable and a part of martensite may become bainite, so the cooling stop temperature is set to Mf (° C.) or less and less than 300 ° C.
The stopping temperature of the accelerated cooling is extremely important as described above, and it is a precondition to stop at a temperature lower than the temperature Ms (° C.) at which martensitic transformation starts. When accelerated cooling to a temperature Mf (° C.) or less at which martensitic transformation is completed and less than 300 ° C., the metal structure becomes a martensite-based structure in which the formation of carbides is suppressed.
一方、加速冷却の停止温度がMs(℃)とMf(℃)との間(Ms−Mf間)である場合、高強度鋼板の延性は焼入れ性に影響される。即ち、焼入れ性を高めるとベイナイトの生成が抑制されることにともない、セメンタイト系の粗大な炭化物の生成が抑制され、破断伸びが向上し、ばらつきも小さくなる。 On the other hand, when the termination temperature of accelerated cooling is between Ms (° C.) and Mf (° C.) (between Ms and Mf), the ductility of the high strength steel plate is affected by the hardenability. That is, when the hardenability is enhanced, the formation of coarse cementite-based carbides is suppressed as the formation of bainite is suppressed, the elongation at break is improved, and the variation is reduced.
そして、加速冷却の停止温度Tcf及びMfと破断伸びとの関係、DI及びC量が破断伸びに及ぼす影響を定性的に整理すると、模式的に図1のように示すことができる。ここで、図1の縦軸は破断伸び(Total elongation)、横軸は加速冷却の停止温度Tcf、DIは上記(式1)で求められる焼入れ性の指標である。 And if the relationship between the stop temperature Tcf and Mf of accelerated cooling and breaking elongation, and the influence which DI and C amount give to breaking elongation are arranged qualitatively, it can be shown typically like FIG. Here, the vertical axis in FIG. 1 is the total elongation, the horizontal axis is the stopping temperature Tcf for accelerated cooling, and DI is an index of the hardenability determined by the above (formula 1).
図1のグラフに示すように、加速冷却の停止温度Tcfが低下するとマルテンサイト変態が促進され、ベイナイトの生成が抑制されるため、破断伸びは向上し、TcfがMf以下になると破断伸びは一定になる。TcfがMf以下になると、破断伸びはC含有量によってほぼ決まり、C含有量の低減によって、破断伸びは向上する。
一方、加速冷却の停止温度TcfがMs−Mf間である場合は、Tcfの低下とともに破断伸びが向上するが、このとき焼入れ性を高めるために合金元素を添加すると、DIが増加してベイナイトの生成が抑制され、粗大な炭化物の生成が抑制されることで破断伸びが向上する。As shown in the graph of FIG. 1, when the accelerated cooling stop temperature Tcf is lowered, martensitic transformation is promoted and bainite formation is suppressed, so the breaking elongation is improved, and when Tcf is less than Mf, the breaking elongation is constant become. When Tcf becomes Mf or less, the breaking elongation is substantially determined by the C content, and the breaking elongation is improved by the reduction of the C content.
On the other hand, when the termination temperature for accelerated cooling Tcf is between Ms and Mf, the breaking elongation improves with a decrease in Tcf, but when adding an alloy element to improve the hardenability at this time, the DI increases and bainite By suppressing the formation and suppressing the formation of coarse carbides, the elongation at break is improved.
加速冷却の停止温度の下限は特に制限されるものではなく、室温まで加速冷却してもよい。転位に炭素原子を固着させるなどの作用によって降伏強度を高めるには、加速冷却の停止温度は100℃以上が好ましい。
加速冷却の停止後は、焼き戻しなどの調質熱処理を施さずにそのまま、室温まで放冷する。The lower limit of the stop temperature of accelerated cooling is not particularly limited, and accelerated cooling to room temperature may be performed. In order to increase the yield strength by the action of fixing carbon atoms to dislocations, the termination temperature of accelerated cooling is preferably 100 ° C. or higher.
After the accelerated cooling is stopped, the product is allowed to cool to room temperature as it is without performing tempering heat treatment such as tempering.
以下、本発明の実施例について説明する。以下に示す実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。また本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。 Hereinafter, examples of the present invention will be described. The conditions in the following examples are one condition example adopted to confirm the practicability and effects of the present invention, and the present invention is not limited to this one condition example. The present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the scope of the present invention.
表1に示す化学成分(残部はFe及び不純物)を溶製して得られた鋼片を、表2に示す製造条件によって板厚4.5〜20mmの鋼板とした。「加熱温度」とは鋼片の再加熱温度、「圧延終了温度」とは熱間圧延の終了温度、「水冷開始温度」とは加速冷却(水冷)開始時の鋼板の表面温度、「冷却速度」とはAr3(℃)〜加速冷却停止温度までの温度範囲での、板厚中心部における平均冷却速度、「水冷停止温度」とは水冷停止時の鋼板の表面温度を表す。鋼板の表面温度は放射温度計によって測定し、「冷却速度」は、表面温度から熱伝導計算によって板厚中心部の温度を求めて算出した。いずれの鋼板にも焼戻しは行わなかった。
得られた鋼板の、金属組織、機械特性(降伏強度、引張強度、破断伸び、靭性、継手強度)について評価した。The steel piece obtained by melting the chemical components (the balance is Fe and impurities) shown in Table 1 was made into a steel plate with a plate thickness of 4.5 to 20 mm according to the manufacturing conditions shown in Table 2. "Heating temperature" means reheating temperature of steel slab, "rolling finish temperature" means finishing temperature of hot rolling, "water cooling start temperature" means surface temperature of steel plate at the start of accelerated cooling (water cooling), "cooling rate" “The average cooling rate at the center of the plate thickness in the temperature range from Ar 3 (° C.) to the accelerated cooling stop temperature”, “water cooling stop temperature” represents the surface temperature of the steel sheet at the time of water cooling stop. The surface temperature of the steel plate was measured by a radiation thermometer, and the "cooling rate" was calculated by calculating the temperature at the center of the plate thickness from the surface temperature by heat conduction calculation. No tempering was performed on any of the steel plates.
The metal structure and mechanical properties (yield strength, tensile strength, elongation at break, toughness, joint strength) of the obtained steel sheet were evaluated.
金属組織の判別及びマルテンサイト及びベイナイトの面積率の測定は以下の方法で行った。
鋼板の断面を鏡面研磨した後、1/4t部付近における圧延方向に平行な断面を、ナイタール腐食し、光学顕微鏡を用いて500倍で、120μm×100μmの範囲の2視野を撮影し、針状のラス構造が発達した組織の面積率を測定した。また、その針状組織について、鋼板の断面を電解研磨した後、鋼板断面の1/4t部付近を走査型電子顕微鏡(SEM)で観察した。ここで倍率は5000倍であり、50μm×40μmの範囲を撮影した。セメンタイトの長軸方向が、ブロック内に2方向以上に配向している場合、針状組織は、マルテンサイトであるとし、当該領域の面積率を求めた。光学顕微鏡における針状組織面積率と、SEMにおけるマルテンサイトの面積率との積を、その鋼種のマルテンサイトの面積率とした。また、マルテンサイト以外の針状組織をベイナイトとした。
なお、上記の走査型電子顕微鏡による組織観察において、セメンタイトの長軸方向が、ブロック内に2方向以上に配向していることが、明確が判別できない場合には、光学顕微鏡で針状のラス構造が発達した組織の面積率を、マルテンサイトとベイナイトとの合計の面積率とした。
マルテンサイト及びベイナイトの合計の面積率が、99%以上、または、マルテンサイトが明確に判断できる場合にはマルテンサイト面積率が90%以上であることを目標値に設定した。
表3中に記載の「マルテンサイト及びベイナイト」以外の組織(残部)は、フェライト、パーライト、残留オーステナイトの1種又は2種以上であった。
The determination of the metallographic structure and the measurement of the area ratio of martensite and bainite were performed by the following method.
After mirror polishing the cross section of the steel plate, cross section parallel to the rolling direction in the vicinity of 1/4 t part is nital-corroded, and two fields of view in the range of 120 μm × 100 μm are photographed at 500 times using an optical microscope. The area ratio of the tissue where the lath structure developed was measured. Further, the cross section of the steel plate was electropolished with respect to the needle-like structure, and then the vicinity of 1⁄4 t part of the cross section of the steel plate was observed with a scanning electron microscope (SEM). Here, the magnification was 5000 times, and a range of 50 μm × 40 μm was photographed. When the major axis direction of cementite was oriented in two or more directions in the block, the needle-like structure was assumed to be martensite, and the area ratio of the region was determined. The product of the area ratio of acicular structures in an optical microscope and the area ratio of martensite in SEM was taken as the area ratio of martensite of the steel type. In addition, a needle-like structure other than martensite was used as bainite.
In addition, in the structure observation by the above-mentioned scanning electron microscope, when it is not clear that the major axis direction of cementite is oriented in two or more directions in the block, a needle-like lath structure is used. The area ratio of the developed structure was taken as the total area ratio of martensite and bainite.
The target value is set such that the total area ratio of martensite and bainite is 99% or more, or when the martensite can be clearly determined, the martensite area ratio is 90% or more.
Table 3 other than "martensite and bainite" described in the tissue (the remainder) is ferrite, pearlite, it was one or more of residual austenite.
更に、鋼板の断面を電解研磨した後、鋼板断面の1/4t部付近を走査型電子顕微鏡(SEM)で観察し、セメンタイトの個数密度を測定した。具体的には、鋼板の断面を電解研磨した後、鋼板断面の1/4t部付近を倍率を5000倍として、走査型電子顕微鏡(SEM)で、50μm×40μmの範囲を撮影した。得られた画像のコントラストから、画像解析ソフトを用い、アスペクト比が2.0以上であり、長軸方向の長さが0.1μm以上の析出物を、セメンタイトであるとして個数をカウントした。同様に、アスペクト比が2.0以上であり、長軸方向の長さが1.0μm以上であるセメンタイトの個数をカウントした。そして、得られた1.0μm以上の析出物の数を、0.1μm以上のメンタイト個数で除することにより、1.0μm以上のセメンタイト個数分率(%)を求めた。なお、1.0μm以上のセメンタイト個数分率が5%以下であれば良好であると判断した。 Furthermore, after electropolishing the cross section of the steel plate, the vicinity of 1⁄4 t of the cross section of the steel plate was observed with a scanning electron microscope (SEM) to measure the number density of cementite. Specifically, the cross section of the steel plate was electropolished, and then a range of 50 μm × 40 μm was photographed with a scanning electron microscope (SEM) at a magnification of 5000 times in the vicinity of 1⁄4 t part of the steel plate cross section. From the contrast of the obtained image, the number of precipitates having an aspect ratio of 2.0 or more and a length in the major axis direction of 0.1 μm or more was counted as cementite using image analysis software. Similarly, the number of cementite having an aspect ratio of 2.0 or more and a length in the major axis direction of 1.0 μm or more was counted. And the number fraction (%) of cementite of 1.0 μm or more was determined by dividing the obtained number of precipitates of 1.0 μm or more by the number of menthites of 0.1 μm or more. In addition, when the cementite number fraction of 1.0 micrometer or more was 5% or less, it was judged that it was favorable.
さらに、旧オーステナイト粒のアスペクト比について測定した。具体的には、1/4t部付近における圧延方向に平行な断面を、ナイタールで腐食し、光学顕微鏡で倍率を500倍とし、120μm×100μmの範囲の2視野を撮影し、得られた画像から、少なくとも50個以上の旧オーステナイト粒について、長軸の長さと短軸の長さとを測定し、長軸長さを短軸長さで除してそれぞれの粒についてアスペクト比を求めた。そして、これらの旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均値を求め、旧オーステナイト粒のアスペクト比とした。なお、旧オーステナイト粒のアスペクト比が2.0以上であれば良好であると判断した。 Further, the aspect ratio of the prior austenite grains was measured. Specifically, a cross section parallel to the rolling direction in the vicinity of 1/4 t part is corroded with nital, magnification is made 500 times with an optical microscope, and two fields of view in the range of 120 μm × 100 μm are photographed, and the obtained image The length of the major axis and the length of the minor axis were measured for at least 50 or more old austenite grains, and the major axis length was divided by the minor axis length to determine the aspect ratio for each grain. And the average value of the aspect-ratio of these prior-austenite grains was calculated | required, and it was set as the aspect-ratio of prior-austenite grain. In addition, when the aspect ratio of a prior-austenite grain was 2.0 or more, it was judged that it was favorable.
更に鋼板から試験片(全厚)を採取し、引張強度、降伏強度、破断伸びをJIS Z 2241に準拠して測定した。また、−20℃、及び−40℃のシャルピー吸収エネルギーをJIS Z 2242に準拠して測定した。引張試験片は、長手方向を圧延方向と垂直にして採取した5号試験片(全厚)であり、降伏強度は0.2%耐力である。シャルピー試験片は、長手方向を圧延方向として板厚中心部から採取した、10×5mmのサブサイズである。
これらの試験の結果、降伏強度が885MPa以上、引張強度が950MPa以上、破断伸びが12%以上であり、−20℃での吸収エネルギー値(vE−20)が59J/cm2以上である場合に機械特性が良好であると評価した。Furthermore, test pieces (full thickness) were collected from the steel plate, and tensile strength, yield strength, and elongation at break were measured in accordance with JIS Z 2241. Moreover, the Charpy absorbed energy of -20 degreeC and -40 degreeC was measured based on JISZ2242. The tensile test specimen is a No. 5 test specimen (full thickness) collected with the longitudinal direction perpendicular to the rolling direction, and the yield strength is 0.2% proof stress. The Charpy test piece has a subsize of 10 × 5 mm, which is taken from the center of thickness with the longitudinal direction as the rolling direction.
As a result of these tests, when the yield strength is 885 MPa or more, the tensile strength is 950 MPa or more, the breaking elongation is 12% or more, and the absorbed energy value (vE -20 ) at -20 ° C is 59 J / cm 2 or more. The mechanical properties were evaluated as good.
機械特性が良好であった鋼板(鋼板番号1〜16)、及びPcmが0.189%未満の鋼板番号32を用いて溶接継手を作製した。
溶接方法はMAG溶接とし、溶接入熱は、7.0kJ/cm、または10.0kJ/cmとした。入熱が7.0kJ/cmの場合は、溶接条件を、電流 280A、電圧 27V、溶接速度 65cm/minとし、10.0kJ/cmの場合は、電流 305A、電圧 29V、溶接速度 53cm/minとした。
溶接継手の引張強度(継手強度)は、JIS Z 3121に規定の引張試験で評価し、950MPa以上を良好と評価とした。Welded joints were produced using steel plates (steel plate numbers 1 to 16) with good mechanical properties and steel plate number 32 with Pcm of less than 0.189%.
The welding method was MAG welding, and the welding heat input was 7.0 kJ / cm or 10.0 kJ / cm. If the heat input is 7.0 kJ / cm, the welding conditions are: current 280 A, voltage 27 V, welding speed 65 cm / min, and if 10.0 kJ / cm, current 305 A, voltage 29 V, welding speed 53 cm / min did.
The tensile strength (joint strength) of the welded joint was evaluated by a tensile test prescribed in JIS Z 3121, and rated 950 MPa or more as good.
以上の評価結果を表3に示す。なお、表3中において、下線を付した数値は、その値が本発明外であるか、または目標の特性が得られていないことを示している。 The above evaluation results are shown in Table 3. In Table 3, underlined values indicate that the values are outside the scope of the present invention or that the target characteristics are not obtained.
鋼板番号1〜8、10〜16は本発明例であり、優れた強度、延性、靭性が得られている。また、継手強度も950MPa以上が得られている。さらに、Mo/Crが0.20以上の例については、−40℃の試験温度でも優れた靭性が得られている。
一方、鋼板番号17〜35は、比較例であり、降伏強度、引張強度、破断伸び、vE−20の1つ以上が目標を満足していない。
鋼板番号17、26、29は、それぞれ、C量またはMn量が少ないため、強度が低下している。鋼板番号26、29については、マルテンサイト分率も十分でなかった。
また、鋼板番号20は、Mn量が少なく、焼入れ性も低かったので、マルテンサイト以外にフェライトおよびベイナイトが生成してしまい、マルテンサイトの生成量が本発明の範囲を満足せず、結果、強度が大幅に低かった。
鋼板番号18、19、21、22、23、27、28、30は、それぞれ、C量、Si量、Mn量、Cr量、またはMo量が過剰であり、延性及び靱性が低かった。
鋼板番号24は、圧延終了温度及び水冷開始温度が低かったことに起因して、マルテンサイト以外に加工フェライトが生成してしまい、マルテンサイト分率が本発明の範囲を満足せず、その結果、強度が低かった。
また、鋼板番号33は、水冷開始温度が低かったことに起因して、マルテンサイト以外に加工フェライトが生成してしまい、マルテンサイト分率が本発明の範囲を満足せず、その結果、強度が低かった。
鋼板番号25、34は水冷停止温度が高く、未変態オーステナイトがベイナイト変態したので、マルテンサイト分率が低かった。また、このベイナイトに起因して生成した粗大な炭化物(セメンタイト)を起点としたボイドの過剰な生成によって、破断伸びが低くなった。また、鋼板番号34では降伏強度も低かった。
鋼板番号31は、Cr及びMoの含有量が高く、DIが高すぎたので、靭性、破断伸びが低かった。
鋼板番号32は、Pcmが低かったので、継手強度が950MPaを下回った。
鋼板番号35は、未再結晶域での圧下率が低く、旧オーステナイト粒のアスペクト比が2.0未満であったので、靭性が低かった。
Steel plate numbers 1 to 8 and 10 to 16 are inventive examples, and excellent strength, ductility, and toughness are obtained. In addition, the joint strength is also obtained at 950 MPa or more. Furthermore, in the example where Mo / Cr is 0.20 or more, excellent toughness is obtained even at a test temperature of -40 ° C.
On the other hand, steel plate numbers 17 to 35 are comparative examples, and one or more of yield strength, tensile strength, breaking elongation, and vE- 20 do not satisfy the targets.
The steel plates Nos. 17, 26 and 29 have reduced strength because they each have a small amount of C or Mn. The martensite fraction was also insufficient for steel plate numbers 26, 29.
In addition, steel sheet No. 20 had a small amount of Mn and low hardenability, so ferrite and bainite were formed in addition to martensite, and the amount of martensite formed did not satisfy the range of the present invention, and as a result, strength Was significantly lower.
Steel plates Nos. 18, 19, 21, 22, 23, 27, 28, and 30 had excessive amounts of C, Si, Mn, Cr, or Mo, respectively, and had low ductility and toughness.
In the steel plate No. 24, due to the low rolling end temperature and the water-cooling start temperature, processed ferrite is formed in addition to martensite, and the martensite fraction does not satisfy the range of the present invention. The strength was low.
In addition, in the steel plate No. 33, due to the low water-cooling start temperature, processed ferrite is formed in addition to martensite, the martensite fraction does not satisfy the range of the present invention, and as a result, strength is It was low.
The steel plate numbers 25 and 34 had a high water-cooling stop temperature, and the untransformed austenite was bainite-transformed, so the martensite fraction was low. In addition, excessive generation of voids originating from coarse carbide (cementite) generated due to the bainite lowers the breaking elongation. Moreover, in the steel plate No. 34, the yield strength was also low.
Steel plate No. 31 had high contents of Cr and Mo and too high DI, so its toughness and elongation at break were low.
The steel sheet No. 32 had a low Pcm, so the joint strength fell below 950 MPa.
The steel plate No. 35 had a low rolling reduction in the unrecrystallized area, and the aspect ratio of the prior austenite grains was less than 2.0, so the toughness was low.
本発明によれば、降伏強度が885MPa以上、引張強度が950MPa以上であり、かつ、破断伸びが12%以上の高強度鋼板を、高価な合金元素を多量に含有することなく提供することができる。また、この鋼板は、−20℃でのシャルピー吸収エネルギーが59J/cm2以上の優れた靭性を示す。そのため、産業上有用である。According to the present invention, a high strength steel plate having a yield strength of 885 MPa or more, a tensile strength of 950 MPa or more, and a breaking elongation of 12% or more can be provided without containing a large amount of expensive alloy elements. . Moreover, this steel plate shows the outstanding toughness whose Charpy absorbed energy in -20 degreeC is 59 J / cm < 2 > or more. Therefore, it is industrially useful.
Claims (9)
C :0.050〜0.100%、
Si:0〜0.50%、
Mn:1.20〜1.70%、
P :0.020%以下、
S :0.0050%以下、
N :0〜0.0080%、
B :0.0003〜0.0030%、
Ti:0.003〜0.030%、
Nb:0.003〜0.050%、
Cr:0〜2.00%、
Mo:0〜0.90%、
Al:0〜0.100%、
Cu:0〜0.50%、
Ni:0〜0.50%、
V :0〜0.100%、
W:0〜0.50%、
Ca:0〜0.0030%、
Mg:0〜0.0030%、
REM:0〜0.0030%、
残部:Fe及び不純物、
であり、
Moを少なくとも含有し、Cr及びMoを合計で0.20%以上含有し、かつ、前記Mo含有量が0.50%超であるときは、前記Cr含有量が0.80%以下であり、
前記Mo含有量を[Mo]、前記Cr含有量を[Cr]としたとき、[Mo]/[Cr]が0.20以上であり、
下記式1で求められるDIが2.0〜7.8であり、
下記式2で求められるPcmが0.189%以上であり、
金属組織が面積率の合計で99%以上の、マルテンサイト及びベイナイトのうち1種または2種を含み、
旧オーステナイト粒のアスペクト比が2.0以上であり、
長軸方向の長さが1.0μm以上であるセメンタイトの、前記長軸方向の長さが0.1μm以上であるセメンタイトに対する個数分率が、5%以下であり、
板厚が4.5mm〜20mmであり、
降伏強度が885MPa以上、引張強度が950MPa以上、破断伸びが12%以上であり、−20℃でのシャルピー吸収エネルギーが59J/cm2以上である
ことを特徴とする高強度鋼板。
DI=[C]0.5×{0.34×(1+0.64×[Si])×(1+4.1×[Mn])×(1+0.27×[Cu])×(1+0.52×[Ni])×(1+2.33×[Cr])×(1+3.14×[Mo])}×1.2 ・・・(式1)
Pcm=[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5×[B] ・・・(式2)
ただし、前記式1及び前記式2中の[C]、[Si]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]、[B]は各元素の質量%での含有量であり、含まない場合は0として計算する。 The chemical composition is in mass%,
C: 0.050 to 0.100%,
Si: 0 to 0.50%,
Mn: 1.20 to 1.70%,
P: 0.020% or less,
S: 0.0050% or less,
N: 0 to 0.0080%,
B: 0.0003 to 0.0030%,
Ti: 0.003 to 0.030%,
Nb: 0.003 to 0.050%,
Cr: 0 to 2.00%,
Mo: 0 to 0.90%,
Al: 0 to 0.100%,
Cu: 0 to 0.50%,
Ni: 0 to 0.50%,
V: 0 to 0.100%,
W: 0 to 0.50%,
Ca: 0 to 0.0030%,
Mg: 0 to 0.0030%,
REM: 0 to 0.0030%,
Remainder: Fe and impurities,
And
When containing at least Mo, containing 0.20% or more in total of Cr and Mo, and the Mo content is more than 0.50%, the Cr content is 0.80% or less,
When the Mo content is [Mo] and the Cr content is [Cr], [Mo] / [Cr] is 0.20 or more,
The DI determined by the following equation 1 is 2.0 to 7.8,
Pcm calculated | required by following formula 2 is 0.189% or more,
The metallographic structure contains at least 99% of the total area ratio, and one or two of martensite and bainite,
The aspect ratio of the prior austenite grains is 2.0 or more,
The number fraction of cementite having a length in the long axis direction of 1.0 μm or more with respect to cementite having a length in the long axis direction of 0.1 μm or more is 5% or less.
Board thickness is 4.5mm-20mm,
A high strength steel plate having a yield strength of 885 MPa or more, a tensile strength of 950 MPa or more, an elongation at break of 12% or more, and a Charpy absorbed energy at -20 ° C of 59 J / cm 2 or more.
DI = [C] 0.5 × {0.34 × (1 + 0.64 × [Si]) × (1 + 4.1 × [Mn]) × (1 + 0.27 × [Cu]) × (1 + 0.52 × [1] Ni]) × (1 + 2.33 × [Cr]) × (1 + 3.14 × [Mo])} × 1.2 (Equation 1)
Pcm = [C] + [Si] / 30 + [Mn] / 20 + [Cu] / 20 + [Ni] / 60 + [Cr] / 20 + [Mo] / 15 + [V] / 10 + 5 × [B] ··· (Expression 2)
However, [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V], and [B] in the formulas 1 and 2 represent the respective elements. The content in mass% is calculated as 0 if not included.
Cu:0〜0.25%、
であることを特徴とする請求項1または2に記載の高強度鋼板。 In mass%,
Cu: 0 to 0.25%,
The high strength steel plate according to claim 1 or 2, characterized in that
Ni:0〜0.25%、
であることを特徴とする請求項1〜3のいずれか一項に記載の高強度鋼板。 In mass%,
Ni: 0 to 0.25%,
The high strength steel plate according to any one of claims 1 to 3, characterized in that
V:0〜0.050%、
であることを特徴とする請求項1〜4のいずれか一項に記載の高強度鋼板。 In mass%,
V: 0 to 0.050%,
The high strength steel plate according to any one of claims 1 to 4, characterized in that
W:0〜0.05%、
であることを特徴とする請求項1〜5のいずれか一項に記載の高強度鋼板。 In mass%,
W: 0 to 0.05%,
The high strength steel plate according to any one of claims 1 to 5, characterized in that
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