JP6624145B2 - Manufacturing method of high strength and high toughness thick steel plate - Google Patents
Manufacturing method of high strength and high toughness thick steel plate Download PDFInfo
- Publication number
- JP6624145B2 JP6624145B2 JP2017065859A JP2017065859A JP6624145B2 JP 6624145 B2 JP6624145 B2 JP 6624145B2 JP 2017065859 A JP2017065859 A JP 2017065859A JP 2017065859 A JP2017065859 A JP 2017065859A JP 6624145 B2 JP6624145 B2 JP 6624145B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- cooling
- temperature
- charpy impact
- impact absorption
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims description 93
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims description 93
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 53
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 163
- 238000010521 absorption reaction Methods 0.000 claims description 70
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 43
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims description 28
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 claims description 18
- 230000009467 reduction Effects 0.000 claims description 18
- 230000001186 cumulative effect Effects 0.000 claims description 14
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 12
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 5
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 35
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 28
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 26
- 239000000463 material Substances 0.000 description 26
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 21
- 238000000034 method Methods 0.000 description 18
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 16
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 16
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 16
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 16
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 15
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 14
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 12
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 9
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 6
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 6
- VNWKTOKETHGBQD-UHFFFAOYSA-N methane Chemical compound C VNWKTOKETHGBQD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 6
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 5
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 5
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 5
- 230000008569 process Effects 0.000 description 5
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 description 5
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 4
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 4
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 4
- 230000000007 visual effect Effects 0.000 description 4
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- OKKJLVBELUTLKV-UHFFFAOYSA-N Methanol Chemical compound OC OKKJLVBELUTLKV-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000003723 Smelting Methods 0.000 description 3
- HEMHJVSKTPXQMS-UHFFFAOYSA-M Sodium hydroxide Chemical compound [OH-].[Na+] HEMHJVSKTPXQMS-UHFFFAOYSA-M 0.000 description 3
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 3
- 238000010191 image analysis Methods 0.000 description 3
- 239000003345 natural gas Substances 0.000 description 3
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 3
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 3
- 229910000746 Structural steel Inorganic materials 0.000 description 2
- YRKCREAYFQTBPV-UHFFFAOYSA-N acetylacetone Chemical compound CC(=O)CC(C)=O YRKCREAYFQTBPV-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 2
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 2
- 239000010779 crude oil Substances 0.000 description 2
- 239000008151 electrolyte solution Substances 0.000 description 2
- 238000000866 electrolytic etching Methods 0.000 description 2
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 2
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 description 2
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 2
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 2
- 238000000926 separation method Methods 0.000 description 2
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 2
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 2
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 2
- OKIZCWYLBDKLSU-UHFFFAOYSA-M N,N,N-Trimethylmethanaminium chloride Chemical compound [Cl-].C[N+](C)(C)C OKIZCWYLBDKLSU-UHFFFAOYSA-M 0.000 description 1
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 1
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 description 1
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 1
- -1 but if necessary Substances 0.000 description 1
- 238000004364 calculation method Methods 0.000 description 1
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 1
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 1
- 239000012153 distilled water Substances 0.000 description 1
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 1
- OXNIZHLAWKMVMX-UHFFFAOYSA-N picric acid Chemical compound OC1=C([N+]([O-])=O)C=C([N+]([O-])=O)C=C1[N+]([O-])=O OXNIZHLAWKMVMX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 1
- 230000002265 prevention Effects 0.000 description 1
- 230000005855 radiation Effects 0.000 description 1
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 1
- 238000011084 recovery Methods 0.000 description 1
- 230000004044 response Effects 0.000 description 1
- 238000010079 rubber tapping Methods 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 1
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 1
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Chemical compound O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 1
Description
本発明は高強度・高靭性厚鋼板の製造方法に関し、特に、高強度、高シャルピー衝撃吸収エネルギー、及び優れたDWTT(Drop Weight Tear Test)性能を有するラインパイプ用鋼管用素材に好適な高強度・高靭性厚鋼板を安定的に得る製造方法に関する。 The present invention relates to a method for producing a high-strength, high-toughness thick steel plate, and particularly to high-strength, high-charpy impact-absorbing energy, and high-strength suitable for a steel pipe material for line pipes having excellent DWTT (Drop Weight Tear Test) performance. -It relates to a manufacturing method for obtaining a high toughness thick steel plate stably.
天然ガスや原油等の輸送用として使用されるラインパイプでは、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の効率の向上のため、高強度化の要望が非常に高まっている。特に、高圧ガスを輸送するラインパイプでは、通常の構造用鋼として要求される強度・靭性等の材料特性のみでなく、ガスラインパイプ特有の破壊抵抗に関する材料特性が必要とされる。 In line pipes used for transporting natural gas, crude oil, and the like, there is a great demand for higher strength in order to improve the transport efficiency by increasing the pressure and to improve the efficiency of on-site welding by reducing the thickness. In particular, line pipes for transporting high-pressure gas require not only material properties such as strength and toughness required for ordinary structural steel, but also material properties related to fracture resistance specific to gas line pipes.
通常の構造用鋼における破壊靱性値は、脆性破壊に対する抵抗特性を示し、使用環境で脆性破壊が生じないように設計するための指標として用いられる。一方、高圧ガスラインパイプでは、大規模破壊の回避に対する脆性破壊の抑制だけでは十分ではなく、さらに不安定延性破壊と呼ばれる延性破壊の抑制も必要となる。 The fracture toughness value of ordinary structural steel indicates a resistance characteristic to brittle fracture, and is used as an index for designing so that brittle fracture does not occur in a use environment. On the other hand, in high-pressure gas line pipes, it is not enough to suppress brittle fracture to avoid large-scale fracture, and it is also necessary to suppress ductile fracture called unstable ductile fracture.
この不安定延性破壊は、高圧ガスラインパイプにおいて延性破壊が管軸方向に100m/s以上の速度で伝播する現象で、これによって数kmにもおよぶ大規模破壊が生じる可能性がある。そのため、過去の実管ガスバースト試験結果から求められた不安定延性破壊抑制のために必要なシャルピー衝撃吸収エネルギー値およびDWTT試験値(延性破面率が85%となる破面遷移温度)が規定され、高シャルピー衝撃吸収エネルギーや優れたDWTT特性が要求されてきた。 This unstable ductile rupture is a phenomenon in which ductile rupture propagates in the high-pressure gas line pipe at a speed of 100 m / s or more in the axial direction of the pipe, and a large-scale rupture of several km may occur. Therefore, the Charpy impact absorption energy value and the DWTT test value (fracture surface transition temperature at which the ductile fracture ratio becomes 85%) necessary for suppressing unstable ductile fracture determined from the past actual gas burst test results are specified. Therefore, high Charpy impact absorption energy and excellent DWTT characteristics have been required.
このような要求に対して、特許文献１では、圧延終了後の空冷過程におけるフェライト生成を抑制した成分系において、700℃以下の累積圧下量を30%以上とすることで、発達した集合組織を有するベイナイト主体の組織とするとともに、旧オーステナイト粒界に存在するフェライトの面積率を5%以下とすることで、靱性に優れた板厚25mm以上の鋼管素材の製造方法が提案されている。 In response to such a demand, Patent Document 1 discloses that, in a component system in which the formation of ferrite in the air cooling process after the end of rolling is suppressed, the accumulated reduction amount at 700 ° C or less is set to 30% or more, thereby improving the developed texture. A method for producing a steel pipe material having a plate thickness of 25 mm or more excellent in toughness by making the structure mainly composed of bainite and making the area ratio of ferrite existing in the austenite grain boundary 5% or less has been proposed.
特許文献２では、炭素当量(Ceq)を0.36〜0.60に制御した成分系において、未再結晶温度域では累積圧下率40%以上の圧延を行う一次圧延を実施し、その後、Ar3点以上の温度から再結晶温度以上に再加熱し、その後、Ar3点以下Ar3点-50℃以上の温度に冷却してから圧延を再開し、２相温度域で累積圧下率15%以上の二次圧延を実施し、さらにAr1変態点以上の温度から600℃以下に加速冷却することを特徴とする厚肉高強度・高靭性鋼管素材の製造方法が提案されている。 In Patent Literature 2, in a component system in which the carbon equivalent (Ceq) is controlled to 0.36 to 0.60, primary rolling is performed to perform rolling at a cumulative rolling reduction of 40% or more in the non-recrystallization temperature range, and then, the temperature of the Ar3 point or higher. From the recrystallization temperature to the temperature above the recrystallization temperature, and then cooling to a temperature below the Ar3 point and an Ar3 point of -50 ° C or more, restarting rolling, and performing secondary rolling with a cumulative reduction of 15% or more in the two-phase temperature range Further, a method for producing a thick-walled, high-strength, high-toughness steel pipe material characterized by accelerated cooling from a temperature not lower than the Ar1 transformation point to not higher than 600 ° C. has been proposed.
特許文献３では、C:0.03〜0.1%、Mn:1.0〜2.0%、Nb:0.01〜0.1%、P≦0.01%、S≦0.003%、O≦0.005%を含有する鋼片を、（Ar3点+80℃）〜950℃の温度範囲の中で累積圧下量が50%以上となるように圧延を実施し、引き続きAr3点〜（Ar3点-30℃）の温度範囲の中で累積圧下量が10〜30%となるように圧延し、その後空冷することで、圧延集合組織を発達させることなく、加工フェライトを利用することにより、高い吸収エネルギーを有する板厚15mm以下の薄手高強度鋼板の非水冷型製造方法が提案されている。 In Patent Document 3, a steel slab containing C: 0.03 to 0.1%, Mn: 1.0 to 2.0%, Nb: 0.01 to 0.1%, P ≦ 0.01%, S ≦ 0.003%, O ≦ 0.005%, Rolling is performed so that the cumulative reduction becomes 50% or more in the temperature range of + 80 ° C) to 950 ° C, and the cumulative reduction in the temperature range of Ar3 point to (Ar3 point -30 ° C) continues. Rolled to 10 to 30%, and then air-cooled, without using a developed ferrite, without developing a rolling texture, by using processed ferrite, non-thin high-strength steel sheet with a thickness of 15 mm or less having high absorption energy A water-cooled manufacturing method has been proposed.
しかしながら、特許文献１では、シャルピー衝撃試験を板厚1/4位置から採取した試験片を用いて実施しているため、圧延後の冷却速度が遅い板厚中央部では、所望の組織が得られず、シャルピー衝撃吸収エネルギーが低下していることが懸念される。そのため、ラインパイプ用鋼管素材として不安定延性破壊の伝播停止性能が低位である可能性がある。また、実施例における冷却開始温度は鋼板表面温度で630〜660℃と低いため、フェライト生成に起因してシャルピー衝撃吸収エネルギーが低下していることも懸念される。さらに、圧延温度や冷却開始温度や冷却停止温度などの製造条件が鋼板内で変動することがあり、島状マルテンサイトやベイナイト等の組織構成が変化し、所望のシャルピー衝撃吸収エネルギーを安定して得ることが困難な場合がある。 However, in Patent Literature 1, the Charpy impact test is performed using a test piece taken from a 1/4 position of the plate thickness, so that a desired structure can be obtained in the central portion of the plate thickness where the cooling rate after rolling is low. However, there is a concern that the Charpy impact absorption energy is reduced. Therefore, the propagation stopping performance of unstable ductile fracture may be low as a steel pipe material for line pipes. In addition, since the cooling start temperature in the examples is as low as 630 to 660 ° C. at the steel sheet surface temperature, there is a concern that the Charpy impact absorption energy is reduced due to ferrite formation. Furthermore, manufacturing conditions such as rolling temperature, cooling start temperature, and cooling stop temperature may fluctuate in the steel sheet, and the microstructure of island martensite or bainite changes, stably reducing the desired Charpy impact absorption energy. It can be difficult to obtain.
特許文献２では、１次圧延後の再加熱工程が必須であり、オンラインの加熱装置が必要なため、製造工程の増加による製造コストの上昇や圧延能率の低下が懸念される。さらに、シャルピー衝撃試験を板厚1/4位置から採取した試験片を用いて実施しているため、板厚中央部ではシャルピー衝撃吸収エネルギーが低下していることが懸念される。そのため、ラインパイプ用鋼管素材として不安定延性破壊の伝播停止性能が低位である可能性がある。また、圧延温度や冷却開始温度や冷却停止温度などの製造条件が鋼板内で変動することがあり、島状マルテンサイトやベイナイト等の組織構成が変化し、所望のシャルピー衝撃吸収エネルギーを安定して得ることが困難な場合がある。 In Patent Literature 2, a reheating step after the primary rolling is indispensable, and an on-line heating device is required. Therefore, an increase in the number of manufacturing steps may cause an increase in manufacturing cost and a decrease in rolling efficiency. Furthermore, since the Charpy impact test is performed using a test piece sampled from a 1/4 position of the plate thickness, there is a concern that the Charpy impact absorption energy is reduced in the central portion of the plate thickness. Therefore, the propagation stopping performance of unstable ductile fracture may be low as a steel pipe material for line pipes. In addition, manufacturing conditions such as rolling temperature, cooling start temperature, and cooling stop temperature may fluctuate in the steel sheet, and the structure of island martensite or bainite changes, stabilizing the desired Charpy impact absorption energy. It can be difficult to obtain.
特許文献３に記載の技術は、（Ar3点+80℃）〜950℃の温度域で50%以上の累積圧下量で圧延した後、Ar3点〜（Ar3点-30℃）の温度域での圧延まで空冷が必要なため、圧延時間が長時間化し、圧延能率の低下が懸念される。また、DWTT試験に関する記載がなく、脆性破壊の伝播停止性能が劣位であることが懸念される。さらに、特許文献３ではセパレーションが発生しない範囲で、加工フェライトを利用することで高強度と高吸収エネルギーを達成しているが、Ar3点〜（Ar3点-30℃）の温度域まで空冷しているため、表層部と板厚中央部とでは空冷後のフェライト量に差が生じ、圧延後の加工フェライト量が板厚方向で異なることが懸念され、所望のシャルピー衝撃吸収エネルギーを安定して得ることが困難な場合がある。 The technique described in Patent Literature 3 is that after rolling at a temperature range of (Ar3 point + 80 ° C) to 950 ° C with a cumulative rolling reduction of 50% or more, a temperature range of Ar3 point to (Ar3 point -30 ° C) Since air cooling is required until rolling, the rolling time is lengthened, and there is a concern that the rolling efficiency may be reduced. In addition, there is no description about the DWTT test, and there is a concern that the performance of stopping the propagation of brittle fracture is inferior. Further, in Patent Document 3, high strength and high absorbed energy are achieved by using processed ferrite within a range in which separation does not occur, but air cooling is performed to a temperature range of Ar3 point to (Ar3 point −30 ° C.). Therefore, there is a difference in the amount of ferrite after air cooling between the surface layer portion and the center portion of the sheet thickness, and there is a concern that the amount of processed ferrite after rolling is different in the sheet thickness direction, and a desired Charpy impact absorption energy can be stably obtained. It can be difficult.
本発明は、上記の事情に鑑みてなされたものであり、625MPa以上の引張強度、及び-40℃において325J以上のシャルピー衝撃吸収エネルギーを有し、かつ-40℃でのDWTT試験で得られた延性破面率が85%以上である高強度・高靭性厚鋼板を安定的に得る製造方法を提供することを目的とする。 The present invention has been made in view of the above circumstances, and has a tensile strength of 625 MPa or more, and a Charpy impact absorption energy of 325 J or more at -40 ° C, and was obtained by a DWTT test at -40 ° C. An object of the present invention is to provide a production method for stably obtaining a high-strength and high-toughness thick steel plate having a ductile fracture ratio of 85% or more.
本発明者らは、625MPa以上の引張強度、及び-40℃において325J以上のシャルピー衝撃吸収エネルギーを有し、DWTT特性に優れる高強度・高靱性厚鋼板の製造方法について検討した。その結果、C、Mn、Nb、Ti等の所定の成分を含有する鋼板において、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率や圧延温度を制御し、圧延後の冷却工程において、冷却開始温度、冷却停止温度および冷却速度を適正に制御することで、これらの特性を有する高強度・高靭性厚鋼板が得られることを知見した。 The present inventors have studied a method for producing a high-strength and high-toughness thick steel plate having a tensile strength of 625 MPa or more and a Charpy impact absorption energy of 325 J or more at -40 ° C and having excellent DWTT characteristics. As a result, in a steel sheet containing predetermined components such as C, Mn, Nb, and Ti, the rolling reduction temperature and the rolling reduction temperature in the austenite non-recrystallization temperature range are controlled, and in a cooling step after rolling, a cooling start temperature, It has been found that by appropriately controlling the cooling stop temperature and the cooling rate, a high-strength and high-toughness thick steel plate having these characteristics can be obtained.
さらに、これらの特性を有する高強度・高靭性厚鋼板を安定的に製造するための製造条件を詳細に検討したところ、以下のことを知見した。実際の製造ラインにおける冷却停止温度は、狙いの冷却停止温度からある変動幅で変動してしまう。特にシャルピー衝撃吸収エネルギーは、この冷却停止温度の変動の影響を受けて、冷却停止温度の高温側と低温側で低下し、特に低温側で大きく低下することがわかった。これは、冷却停止温度には、所望値以上のシャルピー衝撃吸収エネルギーを達成することができる温度域が存在することを示唆するものである。つまり、製造ラインにおいて冷却停止温度が変動しても、冷却停止温度が上記の温度域内にあれば所望値以上のシャルピー衝撃吸収エネルギーが得られるが、冷却停止温度が変動して上記の温度域を外れると所望値以上のシャルピー衝撃吸収エネルギーが得られない。従って、所望値以上のシャルピー衝撃吸収エネルギーを有する厚鋼板を安定的に得るには、製造ラインにおける冷却停止温度が上記の温度域を外れないように、冷却停止温度を高精度に制御して、その変動を抑制することが望ましい。しかしながら、実際の製造ラインで、このような高精度な制御を行うのは困難であり、製造コストの観点からも好ましくない。 Furthermore, when the manufacturing conditions for stably manufacturing a high-strength and high-toughness steel plate having these characteristics were examined in detail, the following was found. The cooling stop temperature in the actual production line fluctuates within a certain range from the target cooling stop temperature. In particular, it has been found that the Charpy impact absorption energy decreases under the influence of the fluctuation of the cooling stop temperature on the high temperature side and the low temperature side of the cooling stop temperature, and particularly on the low temperature side. This suggests that the cooling stop temperature has a temperature range in which Charpy impact absorption energy equal to or higher than a desired value can be achieved. In other words, even if the cooling stop temperature fluctuates in the production line, if the cooling stop temperature is within the above-mentioned temperature range, a Charpy impact absorption energy equal to or higher than a desired value can be obtained. If it deviates, Charpy impact absorption energy higher than the desired value cannot be obtained. Therefore, in order to stably obtain a steel plate having a Charpy impact absorption energy equal to or more than a desired value, the cooling stop temperature is controlled with high accuracy so that the cooling stop temperature in the production line does not deviate from the above temperature range. It is desirable to suppress the fluctuation. However, it is difficult to perform such high-precision control in an actual production line, which is not preferable in terms of production cost.
そこで、本発明者らは、製造ラインにおける冷却停止温度が狙いの冷却停止温度からある変動幅で変動したとしても、その変動幅が所定の範囲内ならば所望値以上のシャルピー衝撃吸収エネルギーを得ることができる製造条件について検討した。その結果、所望のシャルピー衝撃吸収エネルギーの下限値と製造ラインにおいて許容する冷却停止温度の変動幅とに基づいて冷却速度を適切に制御することで、冷却停止温度を高精度に制御しなくとも、所望の特性を有する高強度・高靱性厚鋼板を安定的に得ることができることを知見した。 Therefore, the present inventors obtain Charpy impact absorption energy equal to or greater than a desired value even if the cooling stop temperature in the manufacturing line fluctuates within a predetermined range from the target cooling stop temperature. The possible manufacturing conditions were discussed. As a result, by appropriately controlling the cooling rate based on the lower limit value of the desired Charpy impact absorption energy and the fluctuation range of the cooling stop temperature allowed in the production line, without controlling the cooling stop temperature with high accuracy, It has been found that a high-strength and high-toughness thick steel plate having desired characteristics can be stably obtained.
本発明は、上記の知見によって完成されたものであり、その要旨構成は以下のとおりである。
[１]質量%で、C:0.03%以上0.08%以下、Si:0.01%以上0.50%以下、Mn:1.5%以上2.5%以下、P:0.001%以上0.010%以下、S:0.0030%以下、Al:0.01%以上0.08%以下、Nb:0.010%以上0.080%以下、Ti:0.005%以上0.025%以下、及びN:0.001%以上0.006%以下を含有し、
さらに、Cu:0.01%以上1.00%以下、Ni:0.01%以上1.00%以下、Cr:0.01%以上1.00%以下、Mo:0.01%以上1.00%以下、V:0.01%以上0.10%以下、及びB:0.0005%以上0.0030%以下から選ばれる１種以上を含有し、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを、
1000℃以上1250℃以下に加熱し、オーステナイト再結晶温度域において圧延後、オーステナイト未再結晶域において累積圧下率55%以上の圧延を行って厚鋼板とし、（Ar3点+50℃）以上（Ar3点+150℃）以下の温度で圧延を終了し、10℃/s以上80℃/s以下かつ下記(１)式を満足する冷却速度にて、Ar3点以上（Ar3点+100℃）以下の温度から200℃以上500℃以下の冷却停止温度まで前記厚鋼板を加速冷却し、その後室温まで空冷することを特徴とする高強度・高靭性厚鋼板の製造方法。
記
CR≧(0.0147×vE-4.1767)×ΔT-18.075・・・(１)
ただし、CRは冷却速度(℃/s)、vEは所望のシャルピー衝撃吸収エネルギーの下限値(J)、ΔTは製造ラインにおいて許容する冷却停止温度の変動幅(℃)である。
The present invention has been completed based on the above findings, and the gist configuration thereof is as follows.
[1] By mass%, C: 0.03% or more and 0.08% or less, Si: 0.01% or more and 0.50% or less, Mn: 1.5% or more and 2.5% or less, P: 0.001% or more and 0.010% or less, S: 0.0030% or less, Al : 0.01% or more and 0.08% or less, Nb: 0.010% or more and 0.080% or less, Ti: 0.005% or more and 0.025% or less, and N: 0.001% or more and 0.006% or less,
Further, Cu: 0.01% or more and 1.00% or less, Ni: 0.01% or more and 1.00% or less, Cr: 0.01% or more and 1.00% or less, Mo: 0.01% or more and 1.00% or less, V: 0.01% or more and 0.10% or less, and B: Contains at least one selected from 0.0005% to 0.0030%,
A steel slab having a component composition consisting of Fe and unavoidable impurities,
Heated to 1000 ° C or higher and 1250 ° C or lower, rolled in the austenite recrystallization temperature range, and rolled at a cumulative reduction of 55% or more in the austenite non-recrystallized region to form a thick steel plate, (Ar3 point + 50 ° C) Rolling is completed at a temperature of not more than 10 ° C / s and not more than 80 ° C / s, and at a cooling rate satisfying the following formula (1) and not less than Ar3 point (Ar3 point + 100 ° C) or less. A method for producing a high-strength and high-toughness thick steel plate, comprising: accelerating cooling the steel plate from a temperature to a cooling stop temperature of 200 ° C. or more and 500 ° C. or less, and then air cooling to room temperature.
Record
CR ≧ (0.0147 × vE-4.1767) × ΔT-18.075 ・ ・ ・ (1)
Here, CR is the cooling rate (° C./s), vE is the lower limit (J) of the desired Charpy impact absorption energy, and ΔT is the fluctuation range (° C.) of the cooling stop temperature allowed in the production line.
[２]前記成分組成が、さらに、質量%で、Ca:0.0005%以上0.0100%以下、REM:0.0005%以上0.0200%以下、Zr:0.0005%以上0.0300%以下、及びMg:0.0005%以上0.0100%以下から選ばれる１種以上を含有する、上記［１］に記載の高強度・高靭性厚鋼板の製造方法。 [2] The component composition, further, by mass%, Ca: 0.0005% or more and 0.0100% or less, REM: 0.0005% or more and 0.0200% or less, Zr: 0.0005% or more and 0.0300% or less, and Mg: 0.0005% or more and 0.0100% or less. The method for producing a high-strength and high-toughness thick steel sheet according to the above [1], comprising at least one member selected from the group consisting of:
本発明によれば、625MPa以上の引張強度、及び-40℃において325J以上のシャルピー衝撃吸収エネルギーを有し、かつ-40℃でのDWTT試験で得られた延性破面率が85%以上である高強度・高靭性厚鋼板を安定的に得ることができる。 According to the present invention, it has a tensile strength of 625 MPa or more, and a Charpy impact absorption energy of 325 J or more at -40 ° C, and a ductile fracture surface ratio obtained by a DWTT test at -40 ° C of 85% or more. A high-strength, high-toughness thick steel plate can be obtained stably.
［成分組成］
まず、本発明において鋼スラブの成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「%」表示は、質量%を意味するものとする。
[Component composition]
First, the reason why the composition of the steel slab is limited to the above range in the present invention will be described. In addition, “%” display on the components means mass%.
C:0.03%以上0.08%以下
Cは、加速冷却後にベイナイト主体組織を形成し、変態強化による高強度化に有効に作用する。しかしながら、C含有量が0.08%を超えると、加速冷却後に硬質なマルテンサイトが生成しやすくなり、母材のシャルピー衝撃吸収エネルギーやDWTT特性が低下する場合がある。一方、C含有量が0.03%未満では、冷却中にフェライト変態やパーライト変態が生じやすくなるため、所定量のベイナイトが得られず、625MPa以上の引張強度が得られない場合がある。従って、C含有量は0.03%以上0.08%以下とし、好ましくは0.03%以上0.07%以下とする。
C: 0.03% or more and 0.08% or less
C forms a bainite-based structure after accelerated cooling, and effectively acts on strengthening by transformation strengthening. However, if the C content exceeds 0.08%, hard martensite tends to be formed after accelerated cooling, and the Charpy impact absorption energy and DWTT characteristics of the base material may be reduced. On the other hand, if the C content is less than 0.03%, ferrite transformation or pearlite transformation tends to occur during cooling, so that a predetermined amount of bainite cannot be obtained, and a tensile strength of 625 MPa or more may not be obtained. Therefore, the C content is 0.03% or more and 0.08% or less, and preferably 0.03% or more and 0.07% or less.
Si:0.01%以上0.50%以下
Siは、脱酸に必要な元素であり、さらに固溶強化により母材の強度を向上させる効果を有する。このような効果を得るためにはSi含有量を0.01%以上とする必要がある。一方、Si含有量が0.50%を超えると、溶接性および母材のシャルピー衝撃吸収エネルギーが低下する。従って、Si含有量は0.01%以上0.50%以下とする。なお、鋼管の溶接部の軟化を防止する観点や熱影響部の靭性劣化を防止する観点から、Si含有量は0.01%以上0.20%以下とすることが好ましい。
Si: 0.01% or more and 0.50% or less
Si is an element necessary for deoxidation, and has the effect of improving the strength of the base material by solid solution strengthening. In order to obtain such effects, the Si content needs to be 0.01% or more. On the other hand, when the Si content exceeds 0.50%, the weldability and the Charpy impact absorption energy of the base material decrease. Therefore, the Si content is set to 0.01% or more and 0.50% or less. In addition, from the viewpoint of preventing the softening of the welded portion of the steel pipe and the deterioration of the toughness of the heat-affected zone, the Si content is preferably 0.01% or more and 0.20% or less.
Mn:1.5%以上2.5%以下
Mnは、Cと同様に加速冷却後にベイナイト主体組織を形成し、変態強化による高強度化に有効に作用する。しかしながら、Mn含有量が1.5%未満では、冷却中にフェライト変態やパーライト変態が生じやすくなるため、所定量のベイナイトが得られず、625MPa以上の引張強度が得られない場合がある。一方、Mn含有量が2.5%を超えると、鋳造時に不可避的に形成される偏析部にMnが濃化し、シャルピー衝撃吸収エネルギーやDWTT性能を劣化させる原因となる。従って、Mn含有量は1.5%以上2.5%以下とする。なお、靭性向上の観点から、Mn含有量は1.5%以上2.0%以下とすることが好ましい。
Mn: 1.5% or more and 2.5% or less
Like C, Mn forms a bainite-based structure after accelerated cooling, and effectively acts on strengthening by transformation strengthening. However, if the Mn content is less than 1.5%, ferrite transformation or pearlite transformation is likely to occur during cooling, so that a predetermined amount of bainite cannot be obtained and a tensile strength of 625 MPa or more may not be obtained. On the other hand, if the Mn content exceeds 2.5%, Mn is concentrated in the segregated portion inevitably formed during casting, which causes deterioration of Charpy impact absorption energy and DWTT performance. Therefore, the Mn content is set to 1.5% or more and 2.5% or less. From the viewpoint of improving toughness, the Mn content is preferably set to 1.5% or more and 2.0% or less.
P:0.001%以上0.010%以下
Pは固溶強化により鋼板の高強度化に有効な元素である。しかしながら、P含有量が0.001%未満では、その効果が現れないだけでなく、製鋼工程において脱燐コストの上昇を招く場合がある。一方、P含有量が0.010%を超えると、靭性や溶接性が顕著に劣化する。従って、P含有量は0.001%以上0.010%以下とする。
P: 0.001% or more and 0.010% or less
P is an element effective for increasing the strength of a steel sheet by solid solution strengthening. However, when the P content is less than 0.001%, not only the effect is not exhibited but also the dephosphorization cost may be increased in the steel making process. On the other hand, if the P content exceeds 0.010%, toughness and weldability are significantly deteriorated. Therefore, the P content is set to 0.001% or more and 0.010% or less.
S:0.0030%以下
Sは、熱間脆性を起こす原因となるほか、鋼中に硫化物系介在物として存在して、靭性や延性を低下させる有害な元素である。従って、S含有量を極力低減させるのが好ましく、S含有量は0.0030%以下とし、好ましくは0.0015%以下とする。S含有量の下限は特にないが、製鋼コストの観点から0.0001%以上とすることが好ましい。
S: 0.0030% or less
S is a harmful element that causes hot embrittlement and also exists as sulfide-based inclusions in steel and reduces toughness and ductility. Therefore, it is preferable to reduce the S content as much as possible, and the S content is set to 0.0030% or less, preferably 0.0015% or less. Although there is no particular lower limit for the S content, it is preferably 0.0001% or more from the viewpoint of steelmaking cost.
Al:0.01%以上0.08%以下
Alは脱酸材として含有させる元素である。また、Alは固溶強化能を有するため、鋼板の高強度化に有効に作用する。しかしながら、Al含有量が0.01%未満では上記効果が得られない。一方、Al含有量が0.08%を超えると、原料コストの上昇を招くとともに、靭性の低下を招く場合がある。従って、Al含有量は0.01%以上0.08%以下とし、好ましくは0.01%以上0.05%以下とする。
Al: 0.01% or more and 0.08% or less
Al is an element contained as a deoxidizing material. In addition, since Al has a solid solution strengthening ability, it effectively acts to increase the strength of the steel sheet. However, if the Al content is less than 0.01%, the above effects cannot be obtained. On the other hand, when the Al content exceeds 0.08%, the cost of the raw material increases, and the toughness may decrease. Therefore, the Al content is 0.01% or more and 0.08% or less, preferably 0.01% or more and 0.05% or less.
Nb:0.010%以上0.080%以下
Nbは、析出強化や焼入れ性増大効果による鋼板の高強度化に有効である。また、Nbは、熱間圧延時のオーステナイトの未再結晶温度域を拡大する効果があり、未再結晶オーステナイト域での圧延の微細化効果による靭性の向上に有効である。これらの効果を得るために、Nb含有量は0.010%以上とする。一方、Nb含有量が0.080%を超えると、加速冷却後に硬質なマルテンサイトが生成しやすくなり、母材のシャルピー衝撃吸収エネルギーやDWTT特性が低下する場合があったり、溶接熱影響部（HAZ部）の靭性を著しく劣化させる。従って、Nb含有量は0.010%以上0.080%以下とし、好ましくは0.010%以上0.040%以下とする。
Nb: 0.010% or more and 0.080% or less
Nb is effective for increasing the strength of a steel sheet by the effect of strengthening precipitation and increasing hardenability. Further, Nb has an effect of expanding the non-recrystallization temperature range of austenite at the time of hot rolling, and is effective in improving toughness due to a finer rolling effect in the non-recrystallized austenite region. To obtain these effects, the Nb content is set to 0.010% or more. On the other hand, if the Nb content exceeds 0.080%, hard martensite is likely to be generated after accelerated cooling, and the Charpy impact absorption energy and DWTT characteristics of the base material may decrease, or the weld heat affected zone (HAZ zone) ) Significantly deteriorates the toughness. Therefore, the Nb content is set to 0.010% or more and 0.080% or less, preferably 0.010% or more and 0.040% or less.
Ti:0.005%以上0.025%以下
Tiは、鋼中で窒化物を形成し、窒化物のピンニング効果でオーステナイト粒を微細化する効果があり、母材やHAZ部の靭性を確保するのに寄与する。また、Tiは析出強化による鋼板の高強度化に有効な元素である。これらの効果を得るために、Ti含有量は0.005%以上とする。一方、Ti含有量が0.025%を超えると、TiNが粗大化し、オーステナイト粒の微細化に寄与しなくなり、靭性向上の効果が得られなくなるばかりでなく、粗大なTiNは延性亀裂や脆性亀裂の発生起点となるため、シャルピー衝撃吸収エネルギーやDWTT特性が著しく低下する。従って、Ti含有量は0.005%以上0.025%以下とし、好ましくは0.008%以上0.018%以下とする。
Ti: 0.005% or more and 0.025% or less
Ti forms a nitride in steel and has an effect of refining austenite grains by a pinning effect of the nitride, and contributes to securing toughness of a base material and a HAZ portion. Further, Ti is an element effective for increasing the strength of a steel sheet by precipitation strengthening. To obtain these effects, the Ti content is set to 0.005% or more. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.025%, TiN coarsens, does not contribute to the refinement of austenite grains, not only does not have the effect of improving toughness, and coarse TiN also causes ductile cracks and brittle cracks Since it becomes the starting point, the Charpy impact absorption energy and DWTT characteristics are significantly reduced. Therefore, the Ti content is set to 0.005% or more and 0.025% or less, and preferably set to 0.008% or more and 0.018% or less.
N:0.001%以上0.006%以下
Nは、Tiと窒化物を形成し、窒化物のピンニング効果によりオーステナイトの粗大化を抑制し、靭性の向上に寄与する。このような効果を得るために、N含有量は0.001%以上とする。一方、N含有量が0.006%を超えると、溶接部、特に溶融線近傍で1450℃以上に加熱されたHAZ部でTiNが分解した場合、固溶Nに起因したHAZ部の靭性が顕著に低下する場合がある。従って、N含有量は0.001%以上0.006%以下とする。なお、HAZ部の靭性をより高める観点から、N含有量は0.001%以上0.004%以下とすることが好ましい。
N: 0.001% or more and 0.006% or less
N forms a nitride with Ti, suppresses austenite coarsening by the pinning effect of the nitride, and contributes to improvement in toughness. In order to obtain such an effect, the N content is set to 0.001% or more. On the other hand, if the N content exceeds 0.006%, when the TiN is decomposed in the weld, especially in the HAZ heated to 1450 ° C or more near the melting line, the toughness of the HAZ caused by solid solution N is significantly reduced. May be. Therefore, the N content is set to 0.001% or more and 0.006% or less. From the viewpoint of further increasing the toughness of the HAZ portion, the N content is preferably set to 0.001% or more and 0.004% or less.
本発明では上記の必須添加元素のほかに，さらにCu、Ni、Cr、Mo、V、及びBから選ばれる１種以上を選択元素として添加する。
Cu:0.01%以上1.00%以下、Ni:0.01%以上1.00%以下、Cr:0.01%以上1.00%以下、Mo:0.01%以上1.00%以下、V:0.01%以上0.10%以下、及びB:0.0005%以上0.0030%以下から選ばれる1種以上
In the present invention, one or more elements selected from Cu, Ni, Cr, Mo, V, and B are added as selective elements in addition to the above-mentioned essential additive elements.
Cu: 0.01% to 1.00%, Ni: 0.01% to 1.00%, Cr: 0.01% to 1.00%, Mo: 0.01% to 1.00%, V: 0.01% to 0.10%, and B: 0.0005% At least one selected from 0.0030% or less
Cu:0.01%以上1.00%以下、Cr:0.01%以上1.00%以下、Mo:0.01%以上1.00%以下
Cu、Cr、Moはいずれも焼入れ性向上元素であり、Mnの代替のために使用することで、Mnと同様に低温変態組織を得て、母材やHAZ部の高強度化に寄与する。この効果を得るためには、Cu、Cr、Mo含有量はそれぞれ0.01%以上とする。一方、Cu、Cr、Mo含有量がそれぞれ1.00%を超えると高強度化の効果は飽和する。従って、Cu、Cr、Moを添加する場合、それぞれ含有量を0.01%以上1.00%以下とする。
Cu: 0.01% to 1.00%, Cr: 0.01% to 1.00%, Mo: 0.01% to 1.00%
Cu, Cr, and Mo are all quenchability improving elements, and when used as a substitute for Mn, obtain a low-temperature transformation structure similarly to Mn, thereby contributing to increasing the strength of the base material and the HAZ portion. To obtain this effect, the contents of Cu, Cr, and Mo are each set to 0.01% or more. On the other hand, when the contents of Cu, Cr and Mo each exceed 1.00%, the effect of increasing the strength is saturated. Therefore, when Cu, Cr, and Mo are added, their contents are each set to 0.01% or more and 1.00% or less.
Ni:0.01%以上1.00%以下
Niも焼入れ性元素であり、添加しても靭性の劣化を生じないため、有用な元素である。この効果を得るためには、Ni含有量は0.01%以上とする。一方、Niは非常に高価であり、またNi含有量が1.00%を超えるとその効果が飽和する。従って、Niを添加する場合、その含有量は0.01%以上1.00%以下とする。
Ni: 0.01% or more and 1.00% or less
Ni is also a hardenable element, and is a useful element because addition of Ni does not cause deterioration of toughness. To obtain this effect, the Ni content is 0.01% or more. On the other hand, Ni is very expensive, and its effect is saturated when the Ni content exceeds 1.00%. Therefore, when adding Ni, the content is made 0.01% or more and 1.00% or less.
V:0.01%以上0.10%以下
Vは析出強化による鋼板の高強度化に有効な元素であり。この効果を得るためには、V含有量は0.01%以上とする。一方、V含有量が0.10%を超えると、炭化物量が過剰となり、靭性の低下を招く場合がある。従って、Vを添加する場合、その含有量は0.01%以上0.10%以下とする。
V: 0.01% or more and 0.10% or less
V is an element effective for increasing the strength of steel sheets by precipitation strengthening. To obtain this effect, the V content is set to 0.01% or more. On the other hand, if the V content exceeds 0.10%, the amount of carbides becomes excessive, and the toughness may decrease. Therefore, when V is added, its content should be 0.01% or more and 0.10% or less.
B:0.0005%以上0.0030%以下
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、特にHAZ部の強度低下の防止に寄与する。この効果を得るためには、B含有量は0.0005%以上とする。一方、B含有量が0.0030%を超えるとその効果は飽和する。従って、Bを添加する場合、その含有量は0.0005%以上0.0030%以下とする。
B: 0.0005% or more and 0.0030% or less
B segregates at austenite grain boundaries and suppresses ferrite transformation, thereby contributing to prevention of a decrease in strength, particularly in the HAZ portion. In order to obtain this effect, the B content is set to 0.0005% or more. On the other hand, when the B content exceeds 0.0030%, the effect is saturated. Therefore, when B is added, its content is made 0.0005% or more and 0.0030% or less.
上記成分組成以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなるが、必要に応じて、Ca:0.0005%以上0.0100%以下、REM（希土類元素）:0.0005%以上0.0200%以下、Zr:0.0005%以上0.0300%以下、Mg:0.0005%以上0.0100%以下から選ばれる１種以上を含有させることができる。 The balance other than the above component composition is composed of Fe and inevitable impurities, but if necessary, Ca: 0.0005% to 0.0100%, REM (rare earth element): 0.0005% to 0.0200%, Zr: 0.0005% to 0.0300 % Or less, Mg: at least one selected from 0.0005% or more and 0.0100% or less can be contained.
Ca、REM、Zr、Mgは、いずれも鋼中のSを固定して鋼板の靭性を向上させる効果があり、いずれも含有量を0.0005%以上とすることでその効果が発揮する。一方、Ca含有量が0.0100%、REM含有量が0.0200%、Zr含有量が0.0300%、Mg含有量が0.0100%を超えると、鋼中の介在物が増加し、靭性を劣化させる場合がある。従って、これらの元素を添加する場合、Ca含有量を0.0005%以上0.0100%以下、REM含有量を0.0005%以上0.0200%以下、Zr含有量を0.0005%以上0.0300%以下、Mg含有量を0.0005%以上0.0100%以下とする。 Ca, REM, Zr, and Mg all have the effect of fixing S in the steel to improve the toughness of the steel sheet, and the effect is exhibited when the content is 0.0005% or more. On the other hand, when the Ca content is 0.0100%, the REM content is 0.0200%, the Zr content is 0.0300%, and the Mg content exceeds 0.0100%, inclusions in the steel increase, and the toughness may be deteriorated. Therefore, when adding these elements, the Ca content is 0.0005% or more and 0.0100% or less, the REM content is 0.0005% or more and 0.0200% or less, the Zr content is 0.0005% or more and 0.0300% or less, and the Mg content is 0.0005% or more. 0.0100% or less.
［鋼板のミクロ組織］
次に、本発明の一実施形態である高強度・高靱性鋼板のミクロ組織について説明する。
[Microstructure of steel sheet]
Next, the microstructure of the high-strength and high-toughness steel sheet according to one embodiment of the present invention will be described.
ミクロ組織は、板厚方向の1/2位置において、面積率が3%未満の島状マルテンサイトを含むベイナイトを主体とする組織、または、面積率が3%以上5%以下かつ平均粒径が0.8μm以下の島状マルテンサイトを含むベイナイトを主体とする組織とすることが好ましい。このようなミクロ組織とすることで、母材の引張強度が625MPa以上であり、-40℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが325J以上であり、かつ-40℃でのDWTT試験で得られる延性破面率が85%以上の特性を得ることができるからである。ここで、ベイナイトを主体とする組織とは、ベイナイトの面積率が90%以上である実質的なベイナイト組織を意味する。残部組織としては、面積率が5%以下の島状マルテンサイトが許容されるほか、フェライト、パーライト、マルテンサイトなどのベイナイト以外の相が含まれていてもよく、これらの残部組織の合計面積率が10%以下であれば、本発明の効果を得ることができる。 The microstructure is a structure mainly composed of bainite containing island-like martensite having an area ratio of less than 3%, or an area ratio of 3% or more and 5% or less and an average grain size at a half position in the thickness direction. It is preferable to have a structure mainly composed of bainite containing island-like martensite of 0.8 μm or less. With such a microstructure, the base material has a tensile strength of 625 MPa or more, a Charpy impact absorption energy at -40 ° C of 325 J or more, and a ductile fracture surface obtained by a DWTT test at -40 ° C. This is because characteristics with a rate of 85% or more can be obtained. Here, the structure mainly composed of bainite means a substantial bainite structure in which the area ratio of bainite is 90% or more. As the residual structure, in addition to the island-like martensite having an area ratio of 5% or less, a phase other than bainite such as ferrite, pearlite, and martensite may be included, and the total area ratio of these residual structures may be included. Is 10% or less, the effect of the present invention can be obtained.
板厚1/2位置における島状マルテンサイトの面積率：3%未満、または3%以上5%以下かつ平均粒径が0.8μm以下
島状マルテンサイトは、硬度が高く、延性亀裂や脆性亀裂の発生起点となり、シャルピー衝撃吸収エネルギーやDWTT特性を低下させる場合がある。しかしながら、板厚1/2位置における島状マルテンサイトの面積率が3%未満であれば、シャルピー衝撃吸収エネルギーやDWTT特性の低下は小さい。また、板厚1/2位置における島状マルテンサイトの面積率が3%以上であっても、その面積率が5%以下かつ平均粒径が0.8μm以下であれば、島状マルテンサイトは延性亀裂や脆性亀裂の発生の起点となりにくい。従って、本発明では板厚1/2位置における島状マルテンサイトの面積率を3%未満、または3%以上5%以下かつ平均粒径を0.8μm以下とする。好ましくは島状マルテンサイトの平均粒子径を0.5μm以下とする。
Area ratio of island-like martensite at 1/2 plate thickness: less than 3%, or 3% or more and 5% or less and average particle size of 0.8 μm or less Island-like martensite has a high hardness and is resistant to ductile cracks and brittle cracks. It may be the starting point of occurrence, which may lower the Charpy impact absorption energy and DWTT characteristics. However, when the area ratio of the island-like martensite at the plate thickness 1/2 position is less than 3%, the reduction of the Charpy impact absorption energy and the DWTT characteristic is small. In addition, even if the area ratio of the island-like martensite at the plate thickness 1/2 position is 3% or more, if the area ratio is 5% or less and the average particle size is 0.8 μm or less, the island-like martensite becomes ductile. It is unlikely to be the starting point for cracks or brittle cracks. Therefore, in the present invention, the area ratio of the island-like martensite at the plate thickness 1/2 position is less than 3%, or 3% or more and 5% or less, and the average particle size is 0.8 μm or less. Preferably, the average particle size of the island martensite is 0.5 μm or less.
板厚1/2位置におけるベイナイトの面積率：90%以上
ベイナイト相は硬質相であり、変態組織強化によって鋼板の強度を増加させるのに有効である。そのため、鋼板のミクロ組織をベイナイト主体の組織とすることで、シャルピー吸収エネルギーやDWTT特性を高位で安定化しつつ、高強度化が可能となる。一方、ベイナイトの面積率が90%未満では、フェライト、パーライト、マルテンサイトおよび島状マルテンサイト等の残部組織の合計面積率が10%以上となる。このように、ミクロ組織が複合組織となると、異相界面が延性亀裂や脆性亀裂の発生の起点となるため、所望のシャルピー衝撃吸収エネルギーやDWTT特性が得られない場合がある。従って、板厚1/2位置におけるベイナイトの面積率は90%以上とし、好ましくは95%以上とする。ここで、ベイナイトとは、ラス状のベイニティックフェライトであって、その内部にセメンタイト粒子が析出した組織をいう。
Area ratio of bainite at 1/2 sheet thickness: 90% or more The bainite phase is a hard phase, which is effective for increasing the strength of the steel sheet by strengthening the transformation structure. Therefore, by making the microstructure of the steel sheet a bainite-based structure, it is possible to increase the strength while stabilizing the Charpy absorbed energy and the DWTT characteristics at a high level. On the other hand, when the area ratio of bainite is less than 90%, the total area ratio of the remaining structures such as ferrite, pearlite, martensite, and island martensite is 10% or more. As described above, when the microstructure is a composite structure, the heterogeneous interface becomes a starting point of the occurrence of ductile cracks and brittle cracks, and thus, desired Charpy impact absorption energy and DWTT characteristics may not be obtained. Therefore, the area ratio of bainite at the plate thickness 1/2 position is set to 90% or more, preferably 95% or more. Here, bainite is lath-like bainitic ferrite, and refers to a structure in which cementite particles are precipitated.
ベイナイト中に存在するセメンタイトの平均粒径：0.8μm以下
ベイナイト中のセメンタイトは、延性亀裂や脆性亀裂の起点となる場合があるので、好ましくはセメンタイトの平均粒径を0.8μm以下とする。ベイナイト中のセメンタイトの平均粒径が0.8μm以下であれば、シャルピー衝撃吸収エネルギーやDWTT特性の低下を抑制することができる。なお、より好ましくは、ベイナイト中のセメンタイトの平均粒径を0.5μm以下とする。
Average particle size of cementite present in bainite: 0.8 μm or less Cementite in bainite may be a starting point of ductile or brittle cracks. Therefore, the average particle size of cementite is preferably 0.8 μm or less. When the average particle size of the cementite in the bainite is 0.8 μm or less, it is possible to suppress a reduction in Charpy impact absorption energy and DWTT characteristics. More preferably, the average particle size of cementite in bainite is 0.5 μm or less.
ここで、本実施形態における面積率および平均粒径の決定は次のようにして行う。まず、板厚1/2位置において、L断面(圧延方向に平行な垂直断面)を鏡面研磨した後に、ナイタールで腐食する。その後、走査型電子顕微鏡(SEM：Scanning Electron Microscope)を用いて、2000倍の倍率にて無作為に5視野観察し、撮影したミクロ組織の写真により組織の種類を同定し、ベイナイト、マルテンサイト、フェライト、パーライト等の各相の面積率を画像解析によって求める。さらに、同じ試料に電解エッチング法(電解液：100ml蒸留水+25g水酸化ナトリウム+5gピクリン酸)を施して、島状マルテンサイトを現出させる。その後、SEMを用いて2000倍の倍率にて無作為に5視野観察し、撮影したミクロ組織の写真から島状マルテンサイトの面積率と円相当径とを画像解析によって求める。島状マルテンサイトの平均粒径とは、この円相当径の5視野にわたる平均値である。さらに、同じ試料に再び鏡面研磨を施した後に、選択的低電位電解エッチング法(電解液：10%アセチルアセトン+1%テトラメチルアンモニウムクロイドメチルアルコール)を施して、セメンタイトを抽出させる。その後、SEMを用いて2000倍の倍率にて無作為に5視野観察し、撮影したミクロ組織の写真からセメンタイト粒子の円相当径を画像解析によって求める。セメンタイトの平均粒径とは、この円相当径の5視野にわたる平均値である。なお、一般に加速冷却を行って製造された鋼板のミクロ組織は、鋼板の板厚方向で異なる。本実施形態では、所望の強度やシャルピー衝撃吸収エネルギーを安定して満足する観点から、冷却速度が遅くこれらの特性を達成しにくい板厚1/2位置における組織を規定した。 Here, the determination of the area ratio and the average particle diameter in the present embodiment is performed as follows. First, at the plate thickness 1/2 position, the L section (vertical section parallel to the rolling direction) is mirror-polished and then corroded by nital. Thereafter, using a scanning electron microscope (SEM: Scanning Electron Microscope), five fields of view were randomly observed at a magnification of 2000 times, and the type of the structure was identified by a photograph of the microstructure taken, and bainite, martensite, The area ratio of each phase such as ferrite and pearlite is determined by image analysis. Further, the same sample is subjected to an electrolytic etching method (electrolyte solution: 100 ml of distilled water + 25 g of sodium hydroxide + 5 g of picric acid) to make island martensite appear. Thereafter, five visual fields are randomly observed at a magnification of 2000 times using a SEM, and the area ratio and the circle-equivalent diameter of the insular martensite are determined by image analysis from the photographed microstructure. The average particle size of the island-like martensite is an average value of the circle-equivalent diameter over five visual fields. Further, after the same sample is again subjected to mirror polishing, a selective low potential electrolytic etching method (electrolyte solution: 10% acetylacetone + 1% tetramethylammonium chloride methyl alcohol) is performed to extract cementite. Thereafter, five visual fields are randomly observed at a magnification of 2000 times using a SEM, and the circle equivalent diameter of the cementite particles is determined by image analysis from the photographed microstructure. The average particle diameter of cementite is an average value of the circle equivalent diameter over five visual fields. In general, the microstructure of a steel sheet manufactured by performing accelerated cooling differs in the thickness direction of the steel sheet. In the present embodiment, from the viewpoint of stably satisfying the desired strength and the Charpy impact absorption energy, the structure at the plate thickness 1/2 position where the cooling rate is slow and it is difficult to achieve these characteristics is defined.
［製造方法］
次に、本発明の一実施形態である高強度・高靱性厚鋼板の製造方法について説明する。
[Production method]
Next, a method for manufacturing a high-strength and high-toughness thick steel plate according to an embodiment of the present invention will be described.
上記成分組成範囲に調整した溶鋼を、転炉、電気炉等の通常の溶製手段で溶製し、連続鋳造法または造塊法等の通常の鋳造法で鋼スラブを製造する。なお、成分のマクロ偏析を防止する観点から、連続鋳造法を用いることが好ましい。また、鋼スラブの製造後、鋼スラブを一旦室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加えて、鋼スラブを冷却せず温片のままで加熱炉に装入して、熱間圧延する直送圧延、鋼スラブをわずかに保熱した後に直ちに熱間圧延する直送圧延・直接圧延、あるいは鋼スラブを高温状態のまま加熱炉に装入して再加熱の一部を省略する方法（温片装入）などの省エネルギープロセスを適用することもできる。 The molten steel adjusted to the above component composition range is smelted by a normal smelting means such as a converter or an electric furnace, and a steel slab is manufactured by a normal casting method such as a continuous casting method or an ingot casting method. In addition, it is preferable to use a continuous casting method from the viewpoint of preventing macro segregation of components. In addition, after the steel slab is manufactured, the steel slab is once cooled to room temperature and then heated again. In addition to the conventional method, the steel slab is charged into a heating furnace as a hot piece without cooling, and hot-rolled. Direct feed rolling, direct feed rolling / direct rolling in which the steel slab is slightly heated and then immediately hot-rolled, or a method in which the steel slab is charged to a heating furnace at a high temperature and a part of reheating is omitted (hot strip Energy saving processes such as charging) can also be applied.
スラブ加熱温度：1000℃以上1250℃以下
スラブ加熱温度が1000℃未満では、出鋼スラブ中のNbやV等の炭化物が十分に固溶せず、析出強化による強度上昇効果が得られない場合がある。一方、加熱温度が1250℃を超えると、初期のオーステナイト粒径が粗大化するため、DWTT特性が低下する場合がある。従って、スラブ加熱温度は1000℃以上1250℃以下とし、より好ましくは1000℃以上1150℃以下とする。
Slab heating temperature: 1000 ° C or more and 1250 ° C or less If the slab heating temperature is less than 1000 ° C, carbides such as Nb and V in the tapping slab may not sufficiently form a solid solution, and the effect of increasing the strength by precipitation strengthening may not be obtained. is there. On the other hand, if the heating temperature exceeds 1250 ° C., the initial austenite grain size becomes coarse, so that the DWTT characteristics may deteriorate. Therefore, the slab heating temperature is 1000 ° C. or higher and 1250 ° C. or lower, and more preferably 1000 ° C. or higher and 1150 ° C. or lower.
オーステナイト再結晶温度域での圧延
スラブ加熱保持後、オーステナイト再結晶温度域での圧延を行うことで、オーステナイトが再結晶により細粒化し、DWTT特性の向上に寄与する。オーステナイト再結晶温度域での累積圧下率は50%以上とすることが好ましい。なお、本発明の鋼の成分範囲においては、オーステナイト再結晶の下限温度はおよそ950℃である。
Rolling in the austenite recrystallization temperature range After slab heating and holding, rolling in the austenite recrystallization temperature range allows the austenite to be refined by recrystallization, contributing to the improvement of DWTT characteristics. The cumulative rolling reduction in the austenite recrystallization temperature range is preferably set to 50% or more. Note that, in the steel component range of the present invention, the lower limit temperature of austenite recrystallization is approximately 950 ° C.
オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率：55%以上
オーステナイト再結晶温度域での圧延後、オーステナイト未再結晶温度域において累積圧下率55%以上の圧延を行う。これにより、オーステナイト粒が伸展し、特に板厚方向では細粒となり、DWTT特性が良好となる。オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率を55%以上とすることで、加速冷却後の変態組織の微細化に起因した島状マルテンサイトの微細化により、シャルピー衝撃吸収エネルギーが向上する。一方、累積圧下率が55%未満では、細粒化効果が不十分となり所望のシャルピー衝撃吸収エネルギーやDWTT特性が得られない場合がある。靭性をより向上させたい場合は、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率を60%以上とすることが好ましく、65%以上とすることがより好ましい。
Cumulative rolling reduction in the austenite non-recrystallization temperature range: 55% or more After rolling in the austenite recrystallization temperature region, rolling is performed with a cumulative rolling reduction of 55% or more in the austenite non-recrystallization temperature region. As a result, the austenite grains are extended, particularly in the sheet thickness direction, and the DWTT characteristics are improved. By setting the cumulative draft in the austenite non-recrystallization temperature range to 55% or more, the Charpy impact absorption energy is improved by miniaturization of the island-like martensite due to miniaturization of the transformed structure after accelerated cooling. On the other hand, if the cumulative rolling reduction is less than 55%, the effect of grain refining becomes insufficient, and the desired Charpy impact absorption energy and DWTT characteristics may not be obtained. When it is desired to further improve toughness, the cumulative rolling reduction in the austenite non-recrystallization temperature range is preferably at least 60%, more preferably at least 65%.
圧延終了温度：（Ar3点+50℃）以上（Ar3点+150℃）以下
オーステナイトの未再結晶温度域での累積大圧下はシャルピー衝撃吸収エネルギーやDWTT特性の向上に有効であり、より低温域で圧下することでその効果はさらに増大する。しかしながら、（Ar3点+50℃）未満の低温域で圧延すると、オーステナイト粒に集合組織が発達し、その後加速冷却してベイナイト主体組織とした場合、集合組織が変態組織にも一部受け継がれ、この結果、セパレーションが発生しやすくなり、シャルピー衝撃吸収エネルギーが著しく低下する。一方、（Ar3点+150℃）を超える温域で圧延すると、DWTT特性の向上に有効な微細化効果が十分に得られない場合がある。従って、圧延終了温度は（Ar3点+50℃）以上（Ar3点+150℃）以下とする。
Rolling end temperature: (Ar3 point + 50 ° C) or more and (Ar3 point + 150 ° C) or less The cumulative large pressure reduction in the austenite non-recrystallization temperature range is effective for improving Charpy impact absorption energy and DWTT characteristics, and lower temperature range The effect is further increased by reducing the pressure. However, when rolling in a low temperature range below (Ar3 point + 50 ° C), a texture develops in the austenite grains, and when accelerated cooling to form a bainite-based structure, the texture is partially inherited by the transformation structure, As a result, separation easily occurs, and the Charpy impact absorption energy is significantly reduced. On the other hand, when rolling is performed in a temperature range exceeding (Ar3 point + 150 ° C.), a sufficient refining effect effective for improving DWTT characteristics may not be obtained in some cases. Therefore, the rolling end temperature is not less than (Ar3 point + 50 ° C.) and not more than (Ar3 point + 150 ° C.).
ここで、本明細書におけるAr3点は、各鋼素材中の各元素の含有量に基づく以下の式を用いて計算して得られる値を用いるものとする。
Ar3点=910-310[%C]-80[%Mn]-20[%Cu]-15[%Cr]-55[%Ni]-80[%Mo]
ただし、[%X]はX元素の鋼中含有量（質量%）を示す。
Here, the Ar3 point in this specification uses a value obtained by calculation using the following equation based on the content of each element in each steel material.
Ar3 point = 910-310 [% C] -80 [% Mn] -20 [% Cu] -15 [% Cr] -55 [% Ni] -80 [% Mo]
Here, [% X] indicates the content (% by mass) of the element X in steel.
加速冷却の冷却開始温度：Ar3点以上（Ar3点+100℃）以下
加速冷却の冷却開始温度がAr3点未満では、熱間圧延後、加速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、母材の強度が低下する場合がある。また、初析フェライトの生成量が増加すると、延性亀裂や脆性亀裂の発生の起点となるフェライトとベイナイトとの界面が増加するため、シャルピー衝撃吸収エネルギーやDWTT特性が低下する場合がある。一方、加速冷却の冷却開始温度が（Ar3点+100℃）を超えると、加速冷却開始までの空冷過程において、オーステナイトの回復や粒成長が進行する場合があり、母材の靭性が低下する場合がある。従って、加速冷却の冷却開始温度はAr3点以上（Ar3点+100℃）以下とする。
Cooling start temperature of accelerated cooling: Ar3 point or higher (Ar3 point + 100 ° C) or less If the cooling start temperature of accelerated cooling is lower than Ar3 point, first precipitation from austenite grain boundaries in the air cooling process from hot rolling to the start of accelerated cooling Ferrite may be generated and the strength of the base material may decrease. In addition, when the amount of proeutectoid ferrite increases, the interface between ferrite and bainite, which is the starting point of the occurrence of ductile cracks and brittle cracks, increases, so that the Charpy impact absorption energy and DWTT characteristics may decrease. On the other hand, if the cooling start temperature of accelerated cooling exceeds (Ar3 point + 100 ° C), austenite recovery and grain growth may progress in the air cooling process up to the start of accelerated cooling, and the toughness of the base material decreases. There is. Therefore, the cooling start temperature of the accelerated cooling is set to the Ar3 point or higher (Ar3 point + 100 ° C.) or lower.
加速冷却の冷却速度：10℃/s以上80℃/s以下、かつ下記(１)式を満足する冷却速度
加速冷却の冷却速度が10℃/s未満では、冷却中にフェライト変態が生じ、母材の強度が低下する場合がある。また、フェライトの生成量が増加すると、延性亀裂や脆性亀裂の発生の起点となるフェライトとベイナイトとの界面が増加するため、シャルピー衝撃吸収エネルギーやDWTT特性が低下する場合がある。一方、加速冷却の冷却速度が80℃/sを超えると、ベイナイト変態が起こらずにマルテンサイト変態が生じ、母材の強度は上昇するものの、母材のシャルピー衝撃吸収エネルギーやDWTT特性が著しく低下する場合がある。従って、加速冷却の冷却速度は10℃/s以上80℃/s以下とする。
Cooling rate of accelerated cooling: 10 ° C / s or more and 80 ° C / s or less and satisfying the following formula (1) If the cooling rate of accelerated cooling is less than 10 ° C / s, ferrite transformation occurs during cooling, The strength of the material may decrease. In addition, when the amount of ferrite generated increases, the interface between ferrite and bainite, which is the starting point of the occurrence of ductile cracks and brittle cracks, increases, so that the Charpy impact absorption energy and DWTT characteristics may decrease. On the other hand, when the cooling rate of accelerated cooling exceeds 80 ° C / s, martensite transformation occurs without bainite transformation, and the strength of the base material increases, but the Charpy impact absorption energy and DWTT characteristics of the base material significantly decrease. May be. Therefore, the cooling rate of the accelerated cooling is set to 10 ° C./s or more and 80 ° C./s or less.
本発明では、加速冷却の冷却速度が10℃/s以上80℃/s以下の範囲を満足するだけでは不十分であり、加速冷却の冷却速度が次の（１）式を満足することが重要である。
CR≧(0.0147×vE-4.1767)×ΔT-18.075・・・(１)
ここで、CRは冷却速度(℃/s)、vEは所望のシャルピー衝撃吸収エネルギーの下限値(J)、ΔTは製造ラインにおいて許容する冷却停止温度の変動幅(℃)である。
In the present invention, it is not sufficient that the cooling rate of accelerated cooling satisfies the range of 10 ° C./s to 80 ° C./s, and it is important that the cooling rate of accelerated cooling satisfies the following expression (1). It is.
CR ≧ (0.0147 × vE-4.1767) × ΔT-18.075 ・ ・ ・ (1)
Here, CR is the cooling rate (° C./s), vE is the lower limit (J) of the desired Charpy impact absorption energy, and ΔT is the fluctuation range (° C.) of the cooling stop temperature allowed in the production line.
上述したように、本発明者らが検討したところ、冷却停止温度には所望値以上のシャルピー衝撃吸収エネルギーを達成することができる温度域が存在し、製造ラインで冷却停止温度が変動して、冷却停止温度がその温度域を外れると所望値以上のシャルピー衝撃吸収エネルギーが得られないことがわかった。従って、所望値以上のシャルピー衝撃吸収エネルギーを有する厚鋼板を安定的に得るには、冷却停止温度の変動を抑制するように高精度な制御を行うことが望ましいが、このような制御を実際の製造ラインで行うのは困難である。従って、冷却停止温度が変動したとしても、その変動幅が製造ラインにおいて許容する冷却停止温度の変動幅ΔTに収まるならば、所望値以上のシャルピー衝撃吸収エネルギーを得ることができる製造条件を見出すことが重要である。さらに、所望値以上のシャルピー衝撃吸収エネルギーを有する厚鋼板を安定的に製造するには、許容する冷却停止温度の変動幅ΔTを拡大することにより冷却停止温度に関する制御の自由度を高めることが望ましい。 As described above, the present inventors have studied and found that the cooling stop temperature has a temperature range in which a Charpy impact absorption energy of a desired value or more can be achieved, and the cooling stop temperature fluctuates in the production line, It was found that if the cooling stop temperature was out of the temperature range, Charpy impact absorption energy higher than the desired value could not be obtained. Therefore, in order to stably obtain a thick steel plate having a Charpy impact absorption energy equal to or greater than a desired value, it is desirable to perform high-precision control so as to suppress fluctuations in the cooling stop temperature. It is difficult to do on a production line. Therefore, even if the cooling stop temperature fluctuates, if the fluctuation range falls within the fluctuation range ΔT of the cooling stop temperature allowed in the production line, it is necessary to find a manufacturing condition capable of obtaining a Charpy impact absorption energy equal to or higher than a desired value. is important. Further, in order to stably produce a thick steel plate having a Charpy impact absorption energy equal to or greater than a desired value, it is desirable to increase the degree of freedom in controlling the cooling stop temperature by expanding the allowable variation width ΔT of the cooling stop temperature. .
本発明者らは、このような製造条件を見出すべく、冷却速度に着目して厚鋼板を作製したところ、以下のことがわかった。すなわち、冷却停止温度が許容の範囲内で変動する製造ラインにおいて、冷却速度がある値以上ならば所望値以上のシャルピー衝撃吸収エネルギーが安定的に得られ、冷却速度がある値未満ならば、冷却停止温度の変動幅によってはシャルピー衝撃吸収エネルギーが所望値に達しない場合があることがわかった。そして、本発明者らがさらなる検討を進めたところ、冷却速度CRの下限値と所望のシャルピー衝撃吸収エネルギーの下限値vEと製造ラインにおいて許容する冷却停止温度の変動幅ΔTとの間には上記（１）式の関係が存在することを知見した。そして、上記（１）式を満足するように冷却速度CRを制御すれば、冷却停止温度の変動がΔTの幅で許容される製造ラインにおいて、所望値vE以上のシャルピー衝撃吸収エネルギーを有する厚鋼板を安定的に得ることができることを知見した。 The present inventors focused on the cooling rate to produce thick steel plates in order to find such production conditions, and found the following. That is, in a production line in which the cooling stop temperature fluctuates within an allowable range, if the cooling rate is a certain value or more, a Charpy impact absorption energy equal to or more than a desired value is stably obtained. It has been found that the Charpy impact absorption energy may not reach the desired value depending on the fluctuation range of the stop temperature. Then, the present inventors further studied and found that between the lower limit value of the cooling rate CR and the lower limit value vE of the desired Charpy impact absorption energy and the fluctuation width ΔT of the cooling stop temperature allowed in the production line, It has been found that the relationship of the expression (1) exists. If the cooling rate CR is controlled so as to satisfy the above equation (1), a thick steel sheet having a Charpy impact absorption energy equal to or more than the desired value vE in a production line in which the fluctuation of the cooling stop temperature is allowed within a width of ΔT. Was found to be obtained stably.
ここで、所望値以上のシャルピー衝撃吸収エネルギーを有する厚鋼板を安定的に製造するにはΔTを拡大する必要があり、具体的にはΔTを50℃以上とする必要がある。冷却停止温度に関する制御の自由度をより高める観点から、ΔTを70℃以上とすることが好ましく、ΔTを90℃以上とすることがより好ましい。また、高速延性破壊を防止する観点から、シャルピー衝撃吸収エネルギーの所望の下限値vEを325Jとする。表１に、vE=325Jの場合において、ΔT=50℃、70℃、90℃とした場合の冷却速度CRの下限値を示す。表１に示すように、製造ラインにおいて許容する冷却停止温度の変動幅ΔTを拡大することにより冷却停止温度に関する制御の自由度を高めたいのであれば、冷却速度CRを上げればよいことがわかる。また、より高いシャルピー衝撃吸収エネルギーを得たいのであれば、冷却速度CRを上げればよいことがわかる。 Here, in order to stably produce a thick steel plate having a Charpy impact absorption energy equal to or more than a desired value, it is necessary to increase ΔT, and specifically, it is necessary to set ΔT to 50 ° C. or more. From the viewpoint of increasing the degree of freedom in controlling the cooling stop temperature, ΔT is preferably set to 70 ° C. or higher, and more preferably ΔT is set to 90 ° C. or higher. From the viewpoint of preventing high-speed ductile fracture, the desired lower limit value vE of the Charpy impact absorption energy is set to 325J. Table 1 shows the lower limit of the cooling rate CR when ΔT = 50 ° C., 70 ° C., and 90 ° C. when vE = 325J. As shown in Table 1, if it is desired to increase the degree of freedom of control regarding the cooling stop temperature by expanding the fluctuation range ΔT of the cooling stop temperature allowed in the production line, it is sufficient to increase the cooling rate CR. Also, it can be seen that if a higher Charpy impact absorption energy is desired, the cooling rate CR should be increased.
なお、本明細書における冷却速度とは、冷却開始温度の実績値と冷却停止温度の実績値との差の絶対値を冷却時間で除した平均冷却速度を指す。 The cooling rate in the present specification indicates an average cooling rate obtained by dividing the absolute value of the difference between the actual value of the cooling start temperature and the actual value of the cooling stop temperature by the cooling time.
加速冷却の冷却停止温度：200℃以上500℃以下
加速冷却の冷却停止温度が200℃未満では、マルテンサイト変態が生じ、母材のシャルピー衝撃吸収エネルギーやDWTT特性が著しく低下する場合があり、特に鋼板表層近傍でその傾向は顕著となる。一方、冷却停止温度が500℃を超えると、冷却停止後の空冷過程で粗大なセメンタイトやベイナイト変態に伴う島状マルテンサイトが生成し、シャルピー衝撃吸収エネルギーやDWTT特性が低下する場合がある。従って、加速冷却の冷却停止温度は、200℃以上500℃以下とし、好ましくは300℃以上450℃以下とする。
Cooling stop temperature of accelerated cooling: 200 ° C or more and 500 ° C or less If the cooling stop temperature of accelerated cooling is less than 200 ° C, martensitic transformation may occur, and the Charpy impact absorption energy and DWTT characteristics of the base material may be significantly reduced. This tendency becomes remarkable near the surface layer of the steel sheet. On the other hand, if the cooling stop temperature exceeds 500 ° C., coarse cementite or island-like martensite accompanying the bainite transformation is generated in the air cooling process after the cooling stop, and the Charpy impact absorption energy and DWTT characteristics may decrease. Therefore, the cooling stop temperature of the accelerated cooling is set to 200 ° C to 500 ° C, preferably 300 ° C to 450 ° C.
加速冷却後の保持：冷却停止温度±50℃の温度範囲で50s以上300s未満
加速冷却後に保持する際の条件を好適に制御することによって、ベイナイト中に存在するセメンタイトの平均粒径を制御し、高いシャルピー衝撃吸収エネルギーや優れたDWTT性能を得ることができる。加速冷却後の保持温度が冷却停止温度-50℃未満では、冷却によって変態生成したベイナイト中に過飽和に固溶している炭素がセメンタイトとして十分に析出できず、母材のシャルピー衝撃吸収エネルギーやDWTT特性が低下する場合がある。一方、保持温度が冷却停止温度+50℃を超えると、ベイナイト中のセメンタイトが凝集・粗大化し、母材のシャルピー衝撃吸収エネルギーやDWTT特性が著しく劣化する場合がある。従って、加速冷却後の保持温度は冷却停止温度±50℃とすることが好ましい。
Holding after accelerated cooling: cooling stop temperature ± 50 ° C in a temperature range of 50 s or more and less than 300 s By suitably controlling the conditions for holding after accelerated cooling, the average particle size of cementite present in bainite is controlled. High Charpy impact absorption energy and excellent DWTT performance can be obtained. If the holding temperature after accelerated cooling is lower than the cooling stop temperature of -50 ° C, supersaturated solid solution carbon in bainite transformed by cooling cannot be sufficiently precipitated as cementite, and the Charpy impact absorption energy of the base material and DWTT The characteristics may be degraded. On the other hand, when the holding temperature exceeds the cooling stop temperature + 50 ° C., the cementite in the bainite aggregates and coarsens, and the Charpy impact absorption energy and DWTT characteristics of the base material may be significantly deteriorated. Therefore, it is preferable that the holding temperature after the accelerated cooling be the cooling stop temperature ± 50 ° C.
また、加速冷却後の保持時間が50s未満では、冷却によって変態生成したベイナイト中に過飽和に固溶している炭素が微細なセメンタイトとして十分に析出できず、母材の靭性が低下する場合がある。一方、保持時間が300s以上では、ベイナイト中のセメンタイトが凝集・粗大化し、母材のシャルピー衝撃吸収エネルギーやDWTT特性が著しく劣化する場合がある。従って、加速冷却後の保持時間は50s以上300s未満とすることが好ましい。 In addition, if the holding time after accelerated cooling is less than 50 s, carbon that is dissolved in supersaturation in bainite transformed by cooling cannot be sufficiently precipitated as fine cementite, and the toughness of the base material may be reduced. . On the other hand, if the holding time is 300 s or longer, the cementite in the bainite may aggregate and coarsen, and the Charpy impact absorption energy and DWTT characteristics of the base material may be significantly deteriorated. Therefore, it is preferable that the holding time after the accelerated cooling be 50 s or more and less than 300 s.
なお、本発明の製造条件における温度は、特に断らない限り鋼板平均温度とする。本明細書における「鋼板平均温度」は、鋼板の板厚、放射温度計にて測定された鋼板の表面温度、及び加熱・冷却条件をもとに差分法により算出された板厚断面内の温度分布における板厚方向の温度の平均値とする。 The temperature under the production conditions of the present invention is the average temperature of the steel sheet unless otherwise specified. "Sheet average temperature" in the present specification is the thickness of the steel sheet, the surface temperature of the steel sheet measured by a radiation thermometer, and the temperature in the thickness cross section calculated by the difference method based on the heating and cooling conditions The average value of the temperature in the thickness direction in the distribution.
（実施例１）
表２に示す成分を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを溶製・鋳造した後に、表３に示す熱間圧延、加速冷却、加速冷却後の保持を行い、板厚25mmの鋼板を作製した。また、所望値以上のシャルピー衝撃吸収エネルギーを達成することができる冷却停止温度の温度域の幅ΔT*(℃)を調査するために、冷却停止温度以外の製造条件については表２，３に示す条件とし、冷却停止温度を200℃〜500℃の範囲で変化させて、板厚25mmの鋼板を複数作製した。なお、表３に示す冷却停止温度は、ΔT*の幅を有する温度域の中央値を狙いの冷却停止温度に設定した場合における冷却停止温度の実績値である。
(Example 1)
After smelting and casting a steel slab containing the components shown in Table 2 and the balance consisting of Fe and unavoidable impurities, hot rolling, accelerated cooling, and holding after accelerated cooling shown in Table 3 were performed to obtain a sheet thickness of 25 mm. Was manufactured. In order to investigate the width ΔT * (° C.) of the temperature range of the cooling stop temperature at which the Charpy impact absorption energy equal to or higher than the desired value can be achieved, the manufacturing conditions other than the cooling stop temperature are shown in Tables 2 and 3. As conditions, the cooling stop temperature was changed in the range of 200 ° C. to 500 ° C., and a plurality of steel plates having a thickness of 25 mm were produced. The cooling stop temperature shown in Table 3 is the actual value of the cooling stop temperature when the target cooling stop temperature is set at the median of the temperature range having a width of ΔT * .
（評価方法）
得られた鋼板のうち表３に示す製造条件で作製した鋼板に対して、以下の（１）〜（３）の方法に従い、ミクロ組織、引張特性、および靱性の評価を行った。また、得られた鋼板のうち、冷却停止温度を200℃〜500℃の範囲で変化させた鋼板に対しては、以下の（４）の方法に従い、製造安定性の評価を行った。
(Evaluation method)
The microstructure, tensile properties, and toughness of the obtained steel sheets manufactured under the manufacturing conditions shown in Table 3 were evaluated according to the following methods (1) to (3). Further, among the obtained steel sheets, for the steel sheet whose cooling stop temperature was changed in the range of 200 ° C. to 500 ° C., the production stability was evaluated according to the following method (4).
（１）ミクロ組織の評価方法
板厚1/2位置から組織観察用の試験片を採取し、既述の方法にて組織の同定、ベイナイトの面積率、セメンタイトの平均粒径、島状マルテンサイトの面積率および平均粒径を求めた。評価結果を表４に示す。
(1) Evaluation method of microstructure A test piece for observing the structure was sampled from a plate thickness 1/2 position, and the structure was identified, the bainite area ratio, the average particle size of cementite, the island-like martensite by the method described above. And the average particle size were determined. Table 4 shows the evaluation results.
（２）引張特性の評価方法
API-5Lに準拠した引張方向がC方向となる全厚試験片を採取し、引張試験を実施し、降伏強度(YP)および引張強度(TS)を求めた。評価結果を表４に示す。引張強度が625MPa以上であれば、天然ガスや原油等の輸送用として使用されるラインパイプに対する高強度化の要求に応えることができる。
(2) Evaluation method of tensile properties
A specimen having a total thickness in which the tensile direction in accordance with API-5L was the C direction was collected and subjected to a tensile test to determine the yield strength (YP) and the tensile strength (TS). Table 4 shows the evaluation results. When the tensile strength is 625 MPa or more, it is possible to meet the demand for higher strength of a line pipe used for transporting natural gas, crude oil, and the like.
（３）靱性の評価方法
また、板厚1/2位置からJIS Z 2202に準拠した2mmのVノッチを有する長手方向がC方向となるシャルピー試験片を採取して、-40℃にてJIS Z 2242に準拠したシャルピー衝撃試験を実施し、シャルピー衝撃吸収エネルギー(vE-40℃)を求めた。なお、vE-40℃が325J以上であれば、高圧ガスラインパイプにおける高速延性破壊を防止することができる。
(3) Evaluation method of toughness In addition, a Charpy test piece having a V-notch of 2 mm in accordance with JIS Z 2202 and having a longitudinal direction in the C direction was sampled from a 1/2 position of the plate thickness, and was subjected to JIS Z at -40 ° C. A Charpy impact test according to 2242 was carried out, and the Charpy impact absorption energy (vE- 40 ° C ) was determined. If vE- 40C is 325 J or more, high-speed ductile fracture in a high-pressure gas line pipe can be prevented.
さらに、API-5Lに準拠した長手方向がC方向となるプレスノッチ型全厚DWTT試験片を採取し、-40℃で落重による衝撃曲げ荷重を加え、破断した破面の延性破面率（SA-40℃）を求めた。評価結果を表４に示す。なお、SA-40℃が85%以上であれば、天然ガス等の輸送用として使用されるラインパイプにおける脆性亀裂伝播を防止することができる。 Furthermore, a press-notch-type full-thickness DWTT specimen in which the longitudinal direction is in the C direction according to API-5L is sampled and subjected to an impact bending load due to falling load at -40 ° C, and the ductile fracture rate of the fractured surface ( SA- 40 ° C ). Table 4 shows the evaluation results. When SA- 40 ° C. is 85% or more, brittle crack propagation in a line pipe used for transporting natural gas or the like can be prevented.
（４）製造安定性の評価方法
冷却停止温度を200℃〜500℃に変化させて作製した全ての鋼板について、それぞれ板厚1/2位置からJIS Z 2202に準拠した2mmのVノッチを有する長手方向がC方向となるシャルピー試験片を採取して、-40℃にてJIS Z 2242に準拠したシャルピー衝撃試験を実施した。そして、シャルピー衝撃吸収エネルギーが325J以上となる冷却停止温度の温度域の幅ΔT*(vE-40℃≧325J)を求めた。評価結果を表４に示す。
(4) Manufacturing stability evaluation method For all steel sheets manufactured by changing the cooling stop temperature from 200 ° C to 500 ° C, a longitudinal length with a 2 mm V-notch compliant with JIS Z 2202 from the sheet thickness 1/2 position. A Charpy test piece whose direction is the C direction was sampled and subjected to a Charpy impact test at −40 ° C. in accordance with JIS Z 2242. Then, the width ΔT * (vE− 40 ° C. ≧ 325 J) of the temperature range of the cooling stop temperature at which the Charpy impact absorption energy becomes 325 J or more was determined. Table 4 shows the evaluation results.
（評価結果の説明）
表３では、冷却速度CRが（１）式を満足する場合を○とし、冷却速度CRが（１）式を満足しない場合を×として示す。本発明の成分組成を満たし、かつ表３に示す製造条件に従って作製した鋼板については、表４に示すように所望のミクロ組織、引張特性、及び靱性を有していた。さらに、表３に示すように、例えば鋼No.2では、最低限必要なシャルピー衝撃吸収エネルギーをvE=325Jとした場合には、製造ラインにおいて許容する冷却停止温度の変動幅ΔTが50℃，70℃，90℃のいずれの場合も、冷却速度CR=40℃/sは（１）式を満足していた。そのため、表４に示すように、325J以上のシャルピー衝撃吸収エネルギーを達成することができる温度域の幅ΔT*（vE-40℃≧325J）は95℃となっており、ΔT=50℃，70℃，90℃のいずれの場合もΔT≦ΔT*を満足していた。この結果から、ΔTを例えば90℃まで拡大しても、325J以上のシャルピー衝撃吸収エネルギーを有する厚鋼板を安定的に得ることができることがわかった。同様に、本発明の成分組成を満たす鋼No.3〜10についても、（１）式を満足するように冷却速度を制御すれば、冷却停止温度の変動がΔTの幅で許容される製造ラインにおいて、所望の特性を有する厚鋼板を安定的に得ることができることがわかった。なお、No.11〜13，16，17は成分組成が本発明の範囲から外れていたため、（１）式に対する評価が○であってもvE-40℃が325J未満となっていた（表４ではΔT*（vE-40℃≧325J）=0として示す）。また、No.１，14，15，18も成分組成が本発明の範囲から外れていたため、（１）式に対する評価が○であっても、所望の引張強度(TS)や延性破面率（SA-40℃）が得られなかった。
(Explanation of evaluation results)
In Table 3, the case where the cooling rate CR satisfies the expression (1) is indicated by “○”, and the case where the cooling rate CR does not satisfy the expression (1) is indicated by “x”. The steel sheet satisfying the composition of the present invention and manufactured according to the manufacturing conditions shown in Table 3 had the desired microstructure, tensile properties, and toughness as shown in Table 4. Further, as shown in Table 3, for example, in steel No. 2, when the minimum required Charpy impact absorption energy is vE = 325 J, the fluctuation width ΔT of the cooling stop temperature allowed in the production line is 50 ° C. In both cases of 70 ° C. and 90 ° C., the cooling rate CR = 40 ° C./s satisfied the expression (1). Therefore, as shown in Table 4, the width ΔT * (vE- 40 ° C ≧ 325J) of the temperature range in which Charpy impact absorption energy of 325 J or more can be achieved is 95 ° C, and ΔT = 50 ° C, 70 ° C. At both ° C and 90 ° C, ΔT ≦ ΔT * was satisfied. From this result, it was found that even when ΔT was increased to, for example, 90 ° C., a thick steel plate having a Charpy impact absorption energy of 325 J or more could be stably obtained. Similarly, for the steel Nos. 3 to 10 satisfying the composition of the present invention, if the cooling rate is controlled so as to satisfy the expression (1), the production line in which the fluctuation of the cooling stop temperature is allowed within the range of ΔT is allowed. It was found that thick steel plates having desired characteristics can be obtained stably. In addition, since the component compositions of Nos. 11 to 13, 16, and 17 were out of the range of the present invention, the vE -40 ° C. was less than 325 J even if the evaluation with respect to the expression (1) was ○ (Table 4). Here, ΔT * (vE −40 ° C. ≧ 325 J) = 0). In addition, since the component compositions of Nos. 1, 14, 15, and 18 were out of the range of the present invention, even if the evaluation of the formula (1) was で あ, the desired tensile strength (TS) and ductile fracture rate ( SA -40 ° C ) could not be obtained.
（実施例２）
表２に示す鋼No.C，EおよびHの成分を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを溶製・鋳造した後に、表５に示す熱間圧延、加速冷却、加速冷却後の保持を行い、板厚25mmの鋼板を作製した。また、所望値以上のシャルピー衝撃吸収エネルギーを達成することができる冷却停止温度の温度域の幅ΔT*(℃)を調査するために、冷却停止温度以外の製造条件については表２，５に示す条件とし、冷却停止温度を200℃〜500℃の範囲で変化させて、板厚25mmの鋼板を複数作製した。なお、表５に示す冷却停止温度は、ΔT*の幅を有する温度域の中央値を狙いの冷却停止温度に設定した場合における冷却停止温度の実績値である。
(Example 2)
After smelting and casting a steel slab containing the components of steel Nos. C, E and H shown in Table 2 and the balance being Fe and inevitable impurities, hot rolling, accelerated cooling and accelerated cooling shown in Table 5 The subsequent holding was performed to produce a steel plate having a thickness of 25 mm. In addition, in order to investigate the width ΔT * (° C.) of the temperature range of the cooling stop temperature at which the Charpy impact absorption energy equal to or higher than the desired value can be achieved, the manufacturing conditions other than the cooling stop temperature are shown in Tables 2 and 5. As conditions, the cooling stop temperature was changed in the range of 200 ° C. to 500 ° C., and a plurality of steel plates having a thickness of 25 mm were produced. The cooling stop temperature shown in Table 5 is the actual value of the cooling stop temperature when the target cooling stop temperature is set at the center value of the temperature range having the width of ΔT * .
以上により得られた鋼板に対して、実施例1と同様にして、ミクロ組織、引張特性、靱性、および製造安定性の評価を行った。評価結果を表６に示す。 The microstructure, tensile properties, toughness, and production stability of the steel sheet obtained as described above were evaluated in the same manner as in Example 1. Table 6 shows the evaluation results.
（評価結果の説明）
表５では、冷却速度CRが（１）式を満足する場合を○とし、冷却速度CRが（１）式を満足しない場合を×として示す。表５に示す製造条件に従って作製した鋼板は、表６に示すミクロ組織、引張特性、及び靱性を有していた。さらに、表５に示すように、例えば鋼No.19では、最低限必要なシャルピー衝撃吸収エネルギーをvE=325Jとした場合には、製造ラインにおいて許容する冷却停止温度の変動幅ΔTが50℃，70℃，90℃のいずれの場合も、冷却速度CR=40℃/sは（１）式を満足していた。そのため、表６に示すように、325J以上のシャルピー衝撃吸収エネルギーを達成することができる温度域の幅ΔT*（vE-40℃≧325J）は95℃となっており、ΔT=50℃，70℃，90℃のいずれの場合もΔT≦ΔT*を満足していた。この結果から、ΔTを例えば90℃まで拡大しても、325J以上のシャルピー衝撃吸収エネルギーを有する厚鋼板を安定的に得ることができることがわかった。また、例えば鋼No.20では、vE=325Jとした場合、冷却速度CR=15℃/sは、ΔT=50℃の場合は（１）式を満足していたものの、ΔT=70℃、90℃の場合は（１）式を満足していなかった。そのため、表６に示すようにΔT*（vE-40℃≧325J）=65℃となっており、ΔT=50℃の場合はΔT≦ΔT*を満足していたが、ΔT=70℃、90℃の場合にはΔT＞ΔT*となっていた。この結果から、ΔTを例えば50℃まで拡大しても、325J以上のシャルピー衝撃吸収エネルギーを有する厚鋼板を安定的に得ることができるものの、ΔTを例えば70℃まで拡大するとこのような厚鋼板は安定的に得られないことがわかった。同様に、鋼No.21〜26，28〜30，33〜35，37〜39，41，42についても、（１）式を満足するように冷却速度を制御すれば、冷却停止温度の変動がΔTの幅で許容される製造ラインにおいて、所望の特性を有する厚鋼板を安定的に得ることができることがわかった。なお、No.27は圧延終了温度が（Ar3点+50℃）未満、冷却開始温度がAr3点未満であり、No.31，32，36は冷却停止温度が200℃以上500℃以下の範囲を外れており、No.40は冷却速度が80℃/sを超えていたので、（１）式に対する評価が○であってもvE-40℃が325J未満となっていた（表６ではΔT*（vE-40℃≧325J）=0として示す）。
(Explanation of evaluation results)
In Table 5, the case where the cooling rate CR satisfies the expression (1) is indicated by ○, and the case where the cooling rate CR does not satisfy the expression (1) is indicated by x. The steel sheet manufactured according to the manufacturing conditions shown in Table 5 had the microstructure, tensile properties, and toughness shown in Table 6. Further, as shown in Table 5, in steel No. 19, for example, when the minimum required Charpy impact absorption energy is vE = 325 J, the fluctuation range ΔT of the cooling stop temperature allowed in the production line is 50 ° C. In both cases of 70 ° C. and 90 ° C., the cooling rate CR = 40 ° C./s satisfied the expression (1). Therefore, as shown in Table 6, the width ΔT * (vE− 40 ° C. ≧ 325 J) of the temperature range where Charpy impact absorption energy of 325 J or more can be achieved is 95 ° C., and ΔT = 50 ° C., 70 ° C. At both ° C and 90 ° C, ΔT ≦ ΔT * was satisfied. From this result, it was found that even when ΔT was increased to, for example, 90 ° C., a thick steel plate having a Charpy impact absorption energy of 325 J or more could be stably obtained. For example, in steel No. 20, when vE = 325 J, the cooling rate CR = 15 ° C./s satisfies equation (1) when ΔT = 50 ° C., but ΔT = 70 ° C., 90 ° C. In the case of ° C, the expression (1) was not satisfied. Therefore, as shown in Table 6, ΔT * (vE −40 ° C. ≧ 325 J) = 65 ° C. When ΔT = 50 ° C., ΔT ≦ ΔT * was satisfied, but ΔT = 70 ° C. and 90 ° C. In the case of ° C., ΔT> ΔT * . From this result, even if ΔT is increased to, for example, 50 ° C., a thick steel plate having a Charpy impact absorption energy of 325 J or more can be stably obtained. It turned out that it cannot be obtained stably. Similarly, for steel Nos. 21 to 26, 28 to 30, 33 to 35, 37 to 39, 41, and 42, if the cooling rate is controlled so as to satisfy equation (1), the fluctuation of the cooling stop temperature will be reduced. It has been found that a thick steel plate having desired characteristics can be stably obtained in a production line that is allowed with a width of ΔT. No. 27 has a rolling end temperature of less than (Ar3 point + 50 ° C) and a cooling start temperature of less than Ar3 point, and Nos. 31, 32, and 36 have a cooling stop temperature of 200 ° C or more and 500 ° C or less. Since the cooling rate of No. 40 exceeded 80 ° C./s, vE -40 ° C. was less than 325 J even if the evaluation with respect to equation (1) was ○ (ΔT * in Table 6) . (Shown as vE- 40 ° C ≧ 325J) = 0).
本発明によれば、625MPa以上の引張強度、及び-40℃において325J以上のシャルピー衝撃吸収エネルギーを有し、かつ-40℃でのDWTT試験で得られた延性破面率が85%以上である高強度・高靭性厚鋼板を安定的に得ることができる。 According to the present invention, it has a tensile strength of 625 MPa or more, and a Charpy impact absorption energy of 325 J or more at -40 ° C, and a ductile fracture surface ratio obtained by a DWTT test at -40 ° C of 85% or more. A high-strength, high-toughness thick steel plate can be obtained stably.
Claims (2)
さらに、Cu:0.01%以上1.00%以下、Ni:0.01%以上1.00%以下、Cr:0.01%以上1.00%以下、Mo:0.01%以上1.00%以下、V:0.01%以上0.10%以下、及びB:0.0005%以上0.0030%以下から選ばれる１種以上を含有し、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを、
1000℃以上1250℃以下に加熱し、オーステナイト再結晶温度域において圧延後、オーステナイト未再結晶域において累積圧下率55%以上の圧延を行って厚鋼板とし、（Ar3点+50℃）以上（Ar3点+150℃）以下の温度で圧延を終了し、10℃/s以上80℃/s以下かつ下記(１)式を満足する冷却速度にて、Ar3点以上（Ar3点+100℃）以下の温度から200℃以上500℃以下の冷却停止温度まで前記厚鋼板を加速冷却し、その後前記冷却停止温度±50℃の温度範囲で50s以上300s未満保持することを特徴とする高強度・高靭性厚鋼板の製造方法。
記
CR≧(0.0147×vE-4.1767)×ΔT-18.075・・・(１)
ただし、CRは冷却速度(℃/s)、vEは-40℃における所望のシャルピー衝撃吸収エネルギーの下限値(J)、ΔTは製造ラインにおいて許容する冷却停止温度の変動幅(℃)であり、vE≧325(J)、ΔT≧90(℃）である。 In mass%, C: 0.03% or more and 0.08% or less, Si: 0.01% or more and 0.50% or less, Mn: 1.5% or more and 2.5% or less, P: 0.001% or more and 0.010% or less, S: 0.0030% or less, Al: 0.01% More than 0.08% or less, Nb: 0.010% or more and 0.080% or less, Ti: 0.005% or more and 0.025% or less, and N: 0.001% or more and 0.006% or less,
Further, Cu: 0.01% or more and 1.00% or less, Ni: 0.01% or more and 1.00% or less, Cr: 0.01% or more and 1.00% or less, Mo: 0.01% or more and 1.00% or less, V: 0.01% or more and 0.10% or less, and B: Contains at least one selected from 0.0005% to 0.0030%,
A steel slab having a component composition consisting of Fe and unavoidable impurities,
Heated to 1000 ° C or higher and 1250 ° C or lower, rolled in the austenite recrystallization temperature range, and rolled at a cumulative reduction of 55% or more in the austenite non-recrystallized region to form a thick steel plate, (Ar3 point + 50 ° C) Rolling is completed at a temperature of not more than 10 ° C / s and not more than 80 ° C / s, and at a cooling rate satisfying the following formula (1) and not less than Ar3 point (Ar3 point + 100 ° C) or less. Accelerated cooling of the steel plate from a temperature to a cooling stop temperature of 200 ° C or more and 500 ° C or less, and thereafter maintaining the cooling stop temperature ± 50 ° C in a temperature range of 50s or more and less than 300s, high strength and high toughness thickness. Steel plate manufacturing method.
Record
CR ≧ (0.0147 × vE-4.1767) × ΔT-18.075 ・ ・ ・ (1)
However, CR is the cooling rate (℃ / s), vE lower limit of the desired Charpy impact absorption energy at -40 ℃ (J), ΔT is the variation width of the cooling stop temperature that permits the production line (℃) Der Ri , vE ≧ 325 (J), Ru ΔT ≧ 90 (℃) der.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2017065859A JP6624145B2 (en) | 2017-03-29 | 2017-03-29 | Manufacturing method of high strength and high toughness thick steel plate |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2017065859A JP6624145B2 (en) | 2017-03-29 | 2017-03-29 | Manufacturing method of high strength and high toughness thick steel plate |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2018168411A JP2018168411A (en) | 2018-11-01 |
| JP6624145B2 true JP6624145B2 (en) | 2019-12-25 |
Family
ID=64018443
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2017065859A Active JP6624145B2 (en) | 2017-03-29 | 2017-03-29 | Manufacturing method of high strength and high toughness thick steel plate |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP6624145B2 (en) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6988836B2 (en) * | 2019-01-28 | 2022-01-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Ultra-low yield ratio high-strength thick steel sheet and its manufacturing method |
| KR102648172B1 (en) * | 2019-03-28 | 2024-03-14 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | Steel materials for line pipes and their manufacturing method, and line pipes and their manufacturing method |
| CN114045384B (en) * | 2021-11-10 | 2023-09-08 | 中国兵器科学研究院宁波分院 | Method for improving low-temperature impact toughness of low-nickel ferrite-austenitic stainless steel |
-
2017
- 2017-03-29 JP JP2017065859A patent/JP6624145B2/en active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2018168411A (en) | 2018-11-01 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4844687B2 (en) | Low yield ratio high strength high toughness steel sheet and method for producing the same | |
| JP6123972B2 (en) | High-strength and high-toughness steel plate and method for producing the same | |
| WO2010087511A1 (en) | Thick high-tensile-strength hot-rolled steel sheet with excellent low-temperature toughness and process for production of same | |
| KR102138989B1 (en) | Steel plate for high strength and toughness steel pipe and manufacturing method thereof | |
| JP6123973B2 (en) | High-strength and high-toughness steel plate and method for producing the same | |
| JP6015602B2 (en) | High toughness, high ductility, high strength hot-rolled steel sheet and method for producing the same | |
| JP7155702B2 (en) | Thick steel plate for sour linepipe and its manufacturing method | |
| JP2010196165A (en) | Thick high-tensile-strength hot-rolled steel sheet having excellent low-temperature toughness and process for producing the same | |
| JP6149776B2 (en) | High toughness, high ductility, high strength hot-rolled steel sheet and method for producing the same | |
| JP5401863B2 (en) | Manufacturing method for thick-walled high-tensile hot-rolled steel sheet with excellent low-temperature toughness | |
| WO2014175122A1 (en) | H-shaped steel and method for producing same | |
| JP6241570B2 (en) | High strength steel and method for manufacturing the same, steel pipe and method for manufacturing the steel pipe | |
| JP5509654B2 (en) | High-strength steel sheet excellent in PWHT resistance and uniform elongation characteristics and method for producing the same | |
| JP6624145B2 (en) | Manufacturing method of high strength and high toughness thick steel plate | |
| JP2009174024A (en) | High-strength steel sheet having excellent pwht resistance, and method for producing the same | |
| JP5157387B2 (en) | Method for manufacturing thick-walled, high-strength, high-toughness steel pipe material with high deformability | |
| JP5439889B2 (en) | Thick steel plate for thick and high toughness steel pipe material and method for producing the same | |
| JP5157386B2 (en) | Manufacturing method for thick-walled, high-strength, high-toughness steel pipe material | |
| JP5151034B2 (en) | Manufacturing method of steel plate for high tension line pipe and steel plate for high tension line pipe | |
| JP6354571B2 (en) | Rolled H-section steel and its manufacturing method | |
| JP7048378B2 (en) | High strength and high ductility steel sheet | |
| JP6390813B2 (en) | Low-temperature H-section steel and its manufacturing method | |
| CN111356779A (en) | H-shaped steel and manufacturing method thereof | |
| JP2017186594A (en) | H-shaped steel for low temperature and manufacturing method therefor | |
| JP5020691B2 (en) | Steel sheet for high-strength linepipe excellent in low-temperature toughness, high-strength linepipe, and production method thereof |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20181024 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20190724 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20190820 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20190930 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20191029 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20191111 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 6624145 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |