JP6725020B2 - Valve plate and method for manufacturing valve plate - Google Patents

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JP6725020B2 JP2019023691A JP2019023691A JP6725020B2 JP 6725020 B2 JP6725020 B2 JP 6725020B2 JP 2019023691 A JP2019023691 A JP 2019023691A JP 2019023691 A JP2019023691 A JP 2019023691A JP 6725020 B2 JP6725020 B2 JP 6725020B2
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本発明は、造船用の補強材やクレーンガーターの補強材などに用いられる山形鋼に関し、特に、降伏応力(YS)が460MPa以上である山形鋼に関する。また、本発明は、前記山形鋼の製造方法に関する。なお、ここで「山形鋼」とは、不等辺不等厚山形鋼、等辺山形鋼、バルブプレート(球平形鋼)、およびチャンネル(溝形鋼)のいずれをも包含するものとする。 The present invention relates to an angle steel used as a reinforcing material for shipbuilding, a reinforcing material for a crane garter, and the like, and particularly to an angle steel having a yield stress (YS) of 460 MPa or more. The present invention also relates to a method for manufacturing the angle steel. Here, the “angle iron” includes any of unequal side unequal thick angle angle steel, equilateral angle angle steel, valve plate (spherical flat steel), and channel (channel steel).

造船所で大型船等の各種船舶を建造する際には、所定寸法に切断した厚鋼板を溶接して船体の外板をビルトアップする。船体の外板には、その裏側長手方向にT型、L型等各種形状のロンジ材が補強材として溶接されて、外板を補強する構造となっている。近年、海上輸送の効率を上げるために、各種船舶の大型化が進んでおり、外板や補強材が厚肉化や大型化する傾向にある。 When building various ships such as large ships in a shipyard, thick steel plates cut into predetermined dimensions are welded to build up the outer plate of the hull. The outer plate of the hull has a structure in which longitudinal members of various shapes such as T-shaped and L-shaped are welded as a reinforcing member in the longitudinal direction on the back side to reinforce the outer plate. In recent years, in order to increase the efficiency of marine transportation, various types of vessels have been increasing in size, and the outer panels and reinforcing materials tend to be thicker and larger.

また、港湾や造船を建造するドックにおいて重量物を吊り上げ、運搬するクレーンのガーターにも補強材が用いられている。この補強材も、近年、大スパン化や積載重量増大とともに厚肉化、大型化する傾向にある。 Further, reinforcing materials are also used for garters of cranes that lift and transport heavy objects in docks for building harbors and shipbuilding. In recent years, this reinforcing material also tends to become thicker and larger as the span increases and the loading weight increases.

補強材として用いられているT型ロンジ材は、素材を厚板等の鋼板から切出して、溶接法により製作される。このT型ロンジ材は、断面係数が高く、寸法形状を任意に選択することや、必要に応じてフランジとウエブの強度を自由に組み合わせることができるという様々な利点を有するが、溶接してT型形状にするため、手間とコストがかかるという問題点がある。 The T-type longe material used as a reinforcing material is produced by cutting the material from a steel plate such as a thick plate and performing a welding method. This T-type longe material has a high section modulus, has various advantages that the dimensions and shapes can be selected arbitrarily, and the strength of the flange and the web can be freely combined as necessary, but by welding it There is a problem that it takes time and cost to form the mold.

一方、補強材として用いられているもう一つの部材に山形鋼がある。山形鋼は熱間圧延により製造されるので、溶接して製造されるT形鋼と比べて手間やコストがかからないという利点があり、需要者にとって施工期間短縮やコスト削減などの大きなメリットがある。 On the other hand, angle steel is another member used as a reinforcing material. Since the angle steel is manufactured by hot rolling, it has an advantage that it is less labor-intensive and costly than the T-shape steel manufactured by welding, and has a great merit such as a shortened construction period and cost reduction for the consumer.

山形鋼としては、軟鋼、YS325、YS360MPa級までの強度グレードのものが主に用いられているが、近年、ますます巨大化する船舶やそれを製造するドックに設置されるクレーンに用いるために、今以上に高強度で且つ溶接性に優れる山形鋼が求められている。具体的には、降伏応力(YS):460MPa以上、引張強さ(TS):570MPa以上の高強度を有する山形鋼が求められている。 As angle steel, mild steel, strength grades up to YS325, YS360MPa class are mainly used, but in recent years, in order to use it for cranes installed in ships that are becoming increasingly huge and docks that manufacture it, Angle steel having higher strength and excellent weldability is required. Specifically, angle steel having high strength such as yield stress (YS): 460 MPa or more and tensile strength (TS): 570 MPa or more is required.

山形鋼の製造技術に関しては、例えば特許文献1では、不等辺不等厚山形鋼(NAB)の製造において、仕上圧延における薄肉辺(長辺)と厚肉辺(短辺)の温度を所定の範囲に制御することが提案されている。 Regarding the manufacturing technology of angle steel, for example, in Patent Document 1, in the manufacturing of unequal thickness non-thick angle steel (NAB), the temperature of the thin side (long side) and the thick side (short side) in finish rolling is set to a predetermined value. It is proposed to control the range.

また、特許文献2では、不等辺不等厚山形鋼の製造において、厚肉部と薄肉部の温度が等しくなるように、圧延途中および圧延後に強制冷却を施すことが提案されている。 Further, in Patent Document 2, it is proposed to perform forced cooling during and after rolling so that the temperatures of the thick wall portion and the thin wall portion become equal in the production of the unequal thickness unequal thick angle section steel.

特許文献3では、フランジ(短辺側)部の強度がウエブ(長辺側)部の強度より高いことを特徴とする山形鋼が提案されている。特許文献3では、前記山形鋼を製造するために、仕上圧延機前段に配置された中間圧延機の前後面で、圧延材を各パス毎に、サイドガイドで拘束しながらフランジ部を、制御冷却することが示されている。 Patent Document 3 proposes an angle steel in which the strength of the flange (short side) is higher than the strength of the web (long side). In Patent Document 3, in order to manufacture the angle steel, the flange portion is controlled and cooled while restraining the rolled material for each pass by the side guides on the front and rear surfaces of the intermediate rolling mill arranged in the preceding stage of the finishing rolling mill. Has been shown to do.

特開昭53−040670号公報JP-A-53-040670 特開昭53−055458号公報JP-A-53-055458 特開2007−216251号公報JP, 2007-216251, A

しかし、特許文献1、2に記載されている方法は、いずれも温度の不均一さに起因する大曲りやウエブ波を防止するためのものであり、山形鋼の強度を向上させることを目的としたものではない。また、特許文献3に記載されている山形鋼では、フランジ部とウエブ部の強度が制御されているものの、その強度は依然として十分ではなかった。 However, the methods described in Patent Documents 1 and 2 are for preventing large bending and web waves due to non-uniformity of temperature, and aimed at improving the strength of the angle steel. Not a thing. Moreover, in the angle steel described in Patent Document 3, although the strength of the flange portion and the web portion is controlled, the strength is still insufficient.

山形鋼、特に不等辺不等厚山形鋼においては、断面形状が複雑であるため、厚鋼板と同様の制御圧延・加速冷却プロセス(TMCP)を採用することは困難である。特に、圧延途中での曲がりや反りに配慮しながら、材質の造りこみを行う必要があるため、降伏応力YSが460MPa以上の高強度形鋼とするためには、山形鋼独自の製造方法を検討する必要がある。また、溶接性にも十分配慮する必要がある。 It is difficult to adopt the same controlled rolling/accelerated cooling process (TMCP) as that of thick steel plates, because the cross-sectional shape of the angle steel, especially the unequal-thickness non-equal thick angle steel is complicated. In particular, since it is necessary to build the material in consideration of bending and warpage during rolling, in order to obtain a high-strength shaped steel with a yield stress YS of 460 MPa or more, we examined the original manufacturing method of angle steel. There is a need to. It is also necessary to give due consideration to weldability.

本発明は、上記実状に鑑みてなされたものであり、降伏応力(YS):460MPa以上、引張強さ(TS):570MPa以上という優れた機械的特性を有する山形鋼を安定的に提供することを目的とする。特に、バルブプレートの球部の中心は断面が大きく、その中心部は加工熱処理による圧延、冷却効果が得られにくい部位であり、こうした部位においても優れた機械的性質(高強度と高靭性)を満たすことを目的とする。 The present invention has been made in view of the above circumstances, and stably provides an angle steel having excellent mechanical properties such as yield stress (YS): 460 MPa or more and tensile strength (TS): 570 MPa or more. With the goal. In particular, the center of the bulb part of the valve plate has a large cross section, and the center part is a part where rolling and cooling effects due to thermomechanical treatment are difficult to obtain, and even in such parts excellent mechanical properties (high strength and high toughness) are achieved. The purpose is to meet.

発明者らは、上記課題を解決するために鋭意検討を行った結果、成分組成および製造条件を特定の範囲に制御し、ミクロ組織を最適化することによって、上記機械的特性を有する山形鋼を製造できることを知見した。 As a result of intensive studies to solve the above problems, the inventors controlled the component composition and manufacturing conditions within a specific range, and optimized the microstructure to obtain a chevron steel having the above mechanical properties. We have found that it can be manufactured.

本発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨構成は次のとおりである。 The present invention has been made on the basis of the above findings, and its gist is as follows.

1.質量%で、
C :0.03〜0.18%、
Si:0.05〜0.50%、
Mn:0.1〜1.8%、
P :0.030%以下、
S :0.010%以下、
Al:0.005〜0.07%、
N :0.006〜0.018%、ならびに
V:0.01〜0.12%およびNb:0.001〜0.05%の一方または両方を含有し、残部がFeおよび不可避不純物からなり、下記(1)式で定義される炭素当量Ceqが0.36〜0.44%である成分組成を有し、
面積分率で20%以上の加工フェライトを含むミクロ組織を有し、
YS:460MPa以上、TS:570MPa以上、−5℃におけるシャルピー吸収エネルギー:47J以上である機械的特性を有する、バルブプレート。

Ceq(質量%)=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Mo+V)/5・・・(1)
1. In mass %,
C: 0.03 to 0.18%,
Si: 0.05 to 0.50%,
Mn: 0.1 to 1.8%,
P: 0.030% or less,
S: 0.010% or less,
Al: 0.005-0.07%,
N: 0.006 to 0.018%, and one or both of V: 0.01 to 0.12% and Nb: 0.001 to 0.05%, the balance consisting of Fe and inevitable impurities, The carbon equivalent Ceq defined by the following formula (1) has a component composition of 0.36 to 0.44%,
Has a microstructure containing 20% or more of worked ferrite in area fraction,
A valve plate having mechanical characteristics of YS: 460 MPa or more, TS: 570 MPa or more, and Charpy absorbed energy at -5°C: 47 J or more.
Note Ceq (mass %)=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Mo+V)/5 (1)

2.上記成分組成が、質量%で、
Cu:0.05〜0.50%、
Ni:0.05〜0.25%、および
Mo:0.01〜0.50%からなる群より選択される少なくとも1種をさらに含有する、上記1に記載のバルブプレート。
2. The above component composition is mass%,
Cu: 0.05 to 0.50%,
2. The valve plate according to 1 above, further containing at least one selected from the group consisting of Ni: 0.05 to 0.25% and Mo: 0.01 to 0.50%.

3.上記成分組成が、質量%で、
Ti:0.001〜0.1%および
Zr:0.001〜0.1%の一方または両方をさらに含有する、上記1または2に記載のバルブプレート。
3. The above component composition is mass%,
The valve plate according to 1 or 2 above, further containing one or both of Ti: 0.001 to 0.1% and Zr: 0.001 to 0.1%.

4.上記成分組成が、質量%で、
B :0.0002〜0.003%をさらに含有する、上記1〜3のいずれか一項に記載のバルブプレート。
4. The above component composition is mass%,
B: The valve plate according to any one of 1 to 3 above, further containing 0.0002 to 0.003%.

5.上記成分組成が、質量%で、
Ca:0.0002〜0.01%および
REM:0.0002〜0.015%の一方または両方をさらに含有する、上記1〜4のいずれか一項に記載のバルブプレート。
5. The above component composition is mass%,
The valve plate according to any one of 1 to 4 above, further containing one or both of Ca: 0.0002 to 0.01% and REM: 0.0002 to 0.015%.

6.上記1〜5のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼素材を用意し、1150〜1350℃に加熱した後、熱間圧延してバルブプレートを製造する方法であって、
前記熱間圧延を、Ar3温度以下における累積圧下率:20〜80%、仕上温度:(Ar3−50)〜(Ar3−120)℃の条件で行い、
前記熱間圧延後に、冷却開始温度:(Ar3−50)〜(Ar3−120)℃、冷却停止温度:650〜500℃の条件で加速冷却を行い、
前記バルブプレートが、
面積分率で20%以上の加工フェライトを含むミクロ組織を有し、
YS:460MPa以上、TS:570MPa以上、−5℃におけるシャルピー吸収エネルギー:47J以上である機械的特性を有する、バルブプレートの製造方法。
6. A method for producing a valve plate by preparing a steel material having the component composition according to any one of 1 to 5 above, heating it to 1150 to 1350° C., and then hot rolling it.
The hot rolling is performed under the conditions of a cumulative rolling reduction at an Ar3 temperature or lower: 20 to 80% and a finishing temperature: (Ar3-50) to (Ar3-120)°C.
After the hot rolling, accelerated cooling is performed under the conditions of a cooling start temperature: (Ar3-50) to (Ar3-120)°C and a cooling stop temperature: 650 to 500°C.
The valve plate is
Has a microstructure containing 20% or more of worked ferrite in area fraction,
A method for producing a valve plate having mechanical characteristics of YS: 460 MPa or more, TS: 570 MPa or more, and Charpy absorbed energy at -5°C: 47 J or more.

また、本発明の他の実施形態における要旨構成は、次のとおりである。 Further, the gist configuration of another embodiment of the present invention is as follows.

1.質量%で、
C :0.03〜0.18%、
Si:0.05〜0.50%、
Mn:0.1〜1.8%、
P :0.030%以下、
S :0.010%以下、
Al:0.005〜0.07%、
N :0.006〜0.018%、ならびに
V:0.01〜0.12%およびNb:0.001〜0.05%の一方または両方を含有し、残部がFeおよび不可避不純物からなり、下記(1)式で定義される炭素当量Ceqが0.36〜0.44%である成分組成を有し、
加工フェライトを含むミクロ組織を有し、
YS:460MPa以上、TS:570MPa以上、−5℃におけるシャルピー吸収エネルギー:47J以上である機械的特性を有する、山形鋼。

Ceq(質量%)=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Mo+V)/5・・・(1)
1. In mass %,
C: 0.03 to 0.18%,
Si: 0.05 to 0.50%,
Mn: 0.1 to 1.8%,
P: 0.030% or less,
S: 0.010% or less,
Al: 0.005-0.07%,
N: 0.006 to 0.018%, and one or both of V: 0.01 to 0.12% and Nb: 0.001 to 0.05%, the balance consisting of Fe and inevitable impurities, The carbon equivalent Ceq defined by the following formula (1) has a component composition of 0.36 to 0.44%,
Has a microstructure containing processed ferrite,
An angle steel having mechanical properties of YS: 460 MPa or more, TS: 570 MPa or more, and Charpy absorbed energy at -5°C: 47 J or more.
Note Ceq (mass %)=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Mo+V)/5 (1)

2.上記成分組成が、質量%で、
Cu:0.05〜0.50%、
Ni:0.05〜0.25%、および
Mo:0.01〜0.50%からなる群より選択される少なくとも1種をさらに含有する、前記1に記載の山形鋼。
2. The above component composition is mass%,
Cu: 0.05 to 0.50%,
The angle steel according to 1 above, further containing at least one selected from the group consisting of Ni: 0.05 to 0.25% and Mo: 0.01 to 0.50%.

3.上記成分組成が、質量%で、
Ti:0.001〜0.1%および
Zr:0.001〜0.1%の一方または両方をさらに含有する、前記1または2に記載の山形鋼。
3. The above component composition is mass%,
Angle iron according to 1 or 2, further containing one or both of Ti: 0.001 to 0.1% and Zr: 0.001 to 0.1%.

4.上記成分組成が、質量%で、
B :0.0002〜0.003%をさらに含有する、前記1〜3のいずれか一項に記載の山形鋼。
4. The above component composition is mass%,
B: The angle steel according to any one of 1 to 3, further containing 0.0002 to 0.003%.

5.上記成分組成が、質量%で、
Ca:0.0002〜0.01%および
REM:0.0002〜0.015%の一方または両方をさらに含有する、前記1〜4のいずれか一項に記載の山形鋼。
5. The above component composition is mass%,
Angle iron according to any one of 1 to 4, further containing one or both of Ca: 0.0002 to 0.01% and REM: 0.0002 to 0.015%.

6.前記1〜5のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼素材を用意し、1150〜1350℃に加熱した後、熱間圧延して山形鋼を製造する方法であって、
前記熱間圧延を、Ar3温度以下における累積圧下率:20〜80%、仕上温度:(Ar3−50)〜(Ar3−120)℃の条件で行い、
前記熱間圧延後に、冷却開始温度:(Ar3−50)〜(Ar3−120)℃、冷却停止温度:650〜500℃の条件で加速冷却を行う、山形鋼の製造方法。
6. A method of preparing a steel material having the component composition according to any one of 1 to 5 above, heating it to 1150 to 1350° C., and then hot rolling it to manufacture an angle steel.
The hot rolling is performed under the conditions of a cumulative rolling reduction at an Ar3 temperature or lower: 20 to 80% and a finishing temperature: (Ar3-50) to (Ar3-120)°C.
After the hot rolling, a method for manufacturing angle steel, in which accelerated cooling is performed under the conditions of a cooling start temperature: (Ar3-50) to (Ar3-120)°C and a cooling stop temperature: 650 to 500°C.

本発明によれば、厚板鋼板を溶接して製造されるT形鋼や、H形鋼などの形鋼のウエブを切断して製造されるT形鋼に比べて安価でありながら、強度、靭性、および溶接性に優れた山形鋼を提供することができる。 ADVANTAGE OF THE INVENTION According to this invention, although it is cheap as compared with the T-section steel manufactured by welding a thick steel plate, and the T-section steel manufactured by cutting the web of shaped steels, such as H-section steel, although strength is low, It is possible to provide an angle steel having excellent toughness and weldability.

バルブプレートの断面形状を示す断面図である。It is sectional drawing which shows the cross-sectional shape of a valve plate. バルブプレートからの試験片採取位置を示す図である。It is a figure which shows the test-piece collection position from a valve plate.

[成分組成]
次に、本発明を実施する方法について具体的に説明する。本発明においては、山形鋼および山形鋼を製造する際に使用される鋼素材が上記成分組成を有することが重要である。そこで、まず本発明において成分組成を上記のように限定する理由を説明する。なお、以下の説明において各成分の含有量の単位として用いられる「%」は、特に断らない限り「質量%」を意味する。
[Ingredient composition]
Next, a method for carrying out the present invention will be specifically described. In the present invention, it is important that the angle steel and the steel material used for producing the angle steel have the above-described composition. Therefore, first, the reason why the component composition is limited as described above in the present invention will be described. In the following description, "%" used as a unit of the content of each component means "mass%" unless otherwise specified.

C:0.03〜0.18%
Cは、鋼の強度を高めるのに有効な元素であり、本発明では、所望の強度を得るためにC含有量を0.03%以上とする必要がある。一方、0.18%を超えるCの添加は、溶接性や溶接熱影響部(HAZ)の靭性を低下させる。よって、C含有量は0.03〜0.18%とする。なお、後述する加工フェライトによって強度と靭性を両立させる観点からは、C含有量を0.05〜0.15%とすることが好ましい。
C: 0.03 to 0.18%
C is an element effective in increasing the strength of steel, and in the present invention, the C content needs to be 0.03% or more in order to obtain the desired strength. On the other hand, the addition of C exceeding 0.18% reduces the weldability and the toughness of the weld heat affected zone (HAZ). Therefore, the C content is 0.03 to 0.18%. In addition, it is preferable that the C content be 0.05 to 0.15% from the viewpoint of achieving both strength and toughness by the processed ferrite described later.

Si:0.05〜0.50%
Siは、脱酸剤として、また、鋼の強度を高めるために添加される元素であり、本発明では、Si含有量を0.05%以上とする。一方、0.50%を超えるSiの添加は、HAZ靱性を低下させるので、Si含有量は0.50%以下とする。
Si: 0.05 to 0.50%
Si is an element added as a deoxidizing agent and for increasing the strength of steel. In the present invention, the Si content is 0.05% or more. On the other hand, addition of Si in excess of 0.50% lowers the HAZ toughness, so the Si content should be 0.50% or less.

Mn:0.1〜1.8%
Mnは、鋼の強度を高める効果がある元素であり、0.1%以上添加する。しかし、1.8%を超えるMnの添加は、鋼の靭性および溶接性を低下させるため、Mn含有量は1.8%以下とする。Mn含有量は0.5〜1.6%とすることが好ましい。
Mn: 0.1 to 1.8%
Mn is an element that has the effect of increasing the strength of steel, and is added in an amount of 0.1% or more. However, the addition of Mn in excess of 1.8% deteriorates the toughness and weldability of the steel, so the Mn content is made 1.8% or less. The Mn content is preferably 0.5 to 1.6%.

P:0.030%以下
Pは、鋼の母材靭性、溶接性および溶接部靭性を低下させる有害な元素であるため、できるかぎり低減することが望ましい。特に、P含有量が0.030%を超えると、母材靭性および溶接部靭性の低下が大きくなる。よって、P含有量は0.030%以下とする。P含有量は0.020%以下とすることが好ましい。
P: 0.030% or less P is a harmful element that lowers the base metal toughness, weldability, and weld zone toughness of steel, so it is desirable to reduce it as much as possible. In particular, when the P content exceeds 0.030%, the base material toughness and the weld zone toughness decrease significantly. Therefore, the P content is 0.030% or less. The P content is preferably 0.020% or less.

S:0.010%以下
Sは、鋼の靭性および溶接性を低下させる有害な元素であるため、できるかぎり低減することが望ましく、本発明では、S含有量を0.010%以下とする。
S: 0.010% or less S is a harmful element that deteriorates the toughness and weldability of steel, so it is desirable to reduce it as much as possible. In the present invention, the S content is 0.010% or less.

Al:0.005〜0.07%
Alは、脱酸剤として添加される元素であり、0.005%以上添加する必要がある。しかし、0.07%を超えて添加すると、粗大な酸化物系介在物が鋼中に存在するようになるため、靭性が却って低下する。よって、Al含有量は0.07%以下とする。
Al: 0.005-0.07%
Al is an element added as a deoxidizer, and it is necessary to add 0.005% or more. However, if added in excess of 0.07%, coarse oxide-based inclusions will be present in the steel, and the toughness will rather deteriorate. Therefore, the Al content is 0.07% or less.

N:0.006〜0.018%
Nは、後述するVやNbと結合してV(C,N)やNb(C,N)を形成して強度を向上させる効果を有する元素である。本発明では、前記効果を得るために、N含有量を0.006%以上とする。一方、フリーなNは、靭性に対して有害であるとともに、連続鋳造時に表面割れを助長することなどから、N含有量は0.018%以下とする。N含有量は、0.008〜0.015%とすることが好ましい。
N: 0.006 to 0.018%
N is an element having an effect of improving strength by combining with V and Nb described later to form V(C,N) and Nb(C,N). In the present invention, in order to obtain the above effect, the N content is set to 0.006% or more. On the other hand, free N is harmful to the toughness and promotes surface cracking during continuous casting. Therefore, the N content is 0.018% or less. The N content is preferably 0.008 to 0.015%.

V:0.01〜0.12%、Nb:0.001〜0.05%の一方または両方
VおよびNbは、炭素や窒素と結合してV(C,N)やNb(C,N)を形成し、高強度化に寄与する元素である。前記効果を期待するためには、Vは0.01%以上、Nbは0.001%以上が必要である。一方、Vを0.12%を超えて含有するとHAZ靱性が低下することから、V含有量は0.12%以下とする。同様に、Nbも、0.05%を超えて含有するとHAZ靱性が低下するので、Nb含有量は0.05%以下とする。なお、VとNbを複合添加する場合には、その総量は0.10%以下とすることが好ましい。
One or both of V: 0.01 to 0.12% and Nb: 0.001 to 0.05% V and Nb combine with carbon or nitrogen to form V(C,N) or Nb(C,N). And is an element that contributes to the enhancement of strength. In order to expect the above effect, V is required to be 0.01% or more and Nb is 0.001% or more. On the other hand, if the content of V exceeds 0.12%, the HAZ toughness decreases, so the content of V is set to 0.12% or less. Similarly, if Nb is also contained in an amount of more than 0.05%, the HAZ toughness decreases, so the Nb content is set to 0.05% or less. When V and Nb are added in combination, the total amount is preferably 0.10% or less.

本発明の一実施形態における鋼の成分組成は、以上の成分と、残部Feおよび不可避不純物とからなる。なお、「残部Feおよび不可避不純物からなる」とは、本発明の作用・効果を損なわない限りにおいて、不可避不純物をはじめ、他の微量元素を含有するものが本発明の範囲に含まれることを意味する。 The component composition of steel in one embodiment of the present invention is composed of the above components, and the balance Fe and unavoidable impurities. The term "comprising the balance Fe and unavoidable impurities" means that those containing other trace elements including unavoidable impurities are included in the scope of the present invention as long as the action and effect of the present invention are not impaired. To do.

本発明の他の実施形態においては、上記成分組成が、さらにCu:0.05〜0.50%、Ni:0.05〜0.25%、およびMo:0.01〜0.50%からなる群より選択される少なくとも1種を含有することができる。 In another embodiment of the present invention, the above component composition further comprises Cu: 0.05 to 0.50%, Ni: 0.05 to 0.25%, and Mo: 0.01 to 0.50%. At least one selected from the group consisting of

Cu:0.05〜0.50%
Cuは、鉄中に固溶して鋼の強度を高める効果を有する元素であるが、0.05%未満の添加では不十分である。一方、0.50%を超えて添加すると靭性が低下する。そのため、Cuを添加する場合、その含有量は0.05〜0.50%とする。
Cu: 0.05 to 0.50%
Cu is an element having the effect of forming a solid solution in iron to enhance the strength of steel, but addition of less than 0.05% is insufficient. On the other hand, if added in excess of 0.50%, toughness decreases. Therefore, when Cu is added, its content is set to 0.05 to 0.50%.

Ni:0.05〜0.25%
Niは、低温靱性を向上させる効果を有する元素であり、前記効果を期待する場合に添加することができるが、0.05%未満ではその効果が小さい。一方、Niは非常に高価な元素であり、0.25%を超えての添加はコスト上昇を招く。そのため、Niを添加する場合、その含有量は0.05〜0.25%とする。
Ni: 0.05-0.25%
Ni is an element having an effect of improving low temperature toughness and can be added when the above effect is expected, but if it is less than 0.05%, the effect is small. On the other hand, Ni is an extremely expensive element, and the addition of Ni over 0.25% causes a cost increase. Therefore, when Ni is added, its content is set to 0.05 to 0.25%.

Mo:0.01〜0.50%
Moは、焼入れ性や高温強度を向上させる効果を有する元素であり、前記効果を得るためには、0.01%以上の添加が必要である。一方、MoもNiと同様に高価な元素であり、0.50%を超えての添加はコスト上昇を招くとともに、溶接性を低下させる。そのため、Moを添加する場合、その含有量は0.01〜0.50%とする。
Mo: 0.01 to 0.50%
Mo is an element having an effect of improving hardenability and high-temperature strength, and it is necessary to add 0.01% or more to obtain the effect. On the other hand, Mo is an expensive element like Ni, and addition of more than 0.50% causes an increase in cost and reduces weldability. Therefore, when Mo is added, its content is set to 0.01 to 0.50%.

本発明の他の実施形態においては、上記成分組成が、さらに強度や靭性の向上を目的として、Ti:0.001〜0.1%およびZr:0.001〜0.1%の一方または両方を含有することができる。 In another embodiment of the present invention, one or both of Ti: 0.001 to 0.1% and Zr: 0.001 to 0.1% is contained in the above component composition for the purpose of further improving strength and toughness. Can be included.

Ti:0.001〜0.1%
Zr:0.001〜0.1%
TiおよびZrは、いずれも鋼のHAZ靱性を向上させる元素であり、任意に一方または両方を添加することができる。Tiは、HAZ靭性の向上効果を得るためには0.001%以上添加する必要がある。一方、0.1%を超えてTiを添加すると過剰にTiCが形成されてかえって脆化するので、Ti含有量は0.1%以下とする。同様に、Zrも、HAZ靭性の向上効果を得るためには0.001%以上添加する必要がある。一方、0.1%を超えてのZrの添加は、かえって靱性を低下させるので、Zr含有量は0.1%以下とする。
Ti: 0.001-0.1%
Zr: 0.001-0.1%
Ti and Zr are both elements that improve the HAZ toughness of steel, and one or both of them can be added arbitrarily. To obtain the effect of improving the HAZ toughness, Ti must be added in an amount of 0.001% or more. On the other hand, if Ti is added in excess of 0.1%, TiC is excessively formed and becomes rather brittle, so the Ti content is set to 0.1% or less. Similarly, Zr must be added in an amount of 0.001% or more to obtain the effect of improving the HAZ toughness. On the other hand, addition of Zr in excess of 0.1% rather reduces toughness, so the Zr content should be 0.1% or less.

本発明の他の実施形態においては、上記成分組成が、さらにB:0.0002〜0.003%を含有することができる。 In another embodiment of the present invention, the above component composition may further contain B: 0.0002 to 0.003%.

B:0.0002〜0.003%
Bは、鋼の強度を高める効果を有する元素であり、任意に含有させることができる。前記効果を得るために、0.0002%以上の添加が必要である。一方、0.003%を超えて添加すると、かえって靭性が低下する。そのため、Bを含有させる場合、その含有量を0.0002〜0.003%とする。
B: 0.0002 to 0.003%
B is an element having an effect of increasing the strength of steel, and can be arbitrarily contained. To obtain the above effect, 0.0002% or more must be added. On the other hand, if added in excess of 0.003%, the toughness is rather reduced. Therefore, when B is contained, its content is set to 0.0002 to 0.003%.

本発明の他の実施形態においては、上記成分組成が、さらにCa:0.0002〜0.01%およびREM:0.0002〜0.015%の一方または両方を含有することができる。 In another embodiment of the present invention, the component composition may further contain one or both of Ca: 0.0002 to 0.01% and REM: 0.0002 to 0.015%.

Ca:0.0002〜0.01%
REM:0.0002〜0.015%
CaおよびREM(希土類金属)は、いずれも溶接熱影響部の靭性向上に効果のある元素であり、一方または両方を任意に添加することができる。前記効果は、Ca:0.0002%以上、REM:0.0002%以上の添加で得られる。一方、Ca:0.01%、REM:0.015%を超えて添加すると、かえって靭性の低下を招く。そのため、Caを添加する場合は、その含有量を0.0002〜0.01%とし、REMを添加する場合は、その含有量を。0.0002〜0.015%とする。
Ca: 0.0002 to 0.01%
REM: 0.0002 to 0.015%
Both Ca and REM (rare earth metal) are elements effective in improving the toughness of the weld heat affected zone, and one or both of them can be added arbitrarily. The above effect is obtained by adding Ca: 0.0002% or more and REM: 0.0002% or more. On the other hand, if Ca is added in excess of 0.01% and REM in excess of 0.015%, the toughness is rather lowered. Therefore, when Ca is added, its content is 0.0002 to 0.01%, and when REM is added, its content is. It is 0.0002 to 0.015%.

[炭素当量Ceq]
次に、炭素当量の限定理由について述べる。本発明においては、上記成分組成がさらに、Ceq:0.36〜0.44%との条件を満たすことが重要である。ここでCeqとは、下記(1)式で定義される炭素当量である。なお、(1)式中の元素記号「C」、「Mn」、「Cu」、「Ni」、「Mo」、および「V」は、いずれも「質量%」単位で表した各元素の含有量を意味し、当該元素が添加されていない場合には「0」とする。
Ceq(質量%)=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Mo+V)/5・・・(1)
[Carbon equivalent Ceq]
Next, the reason for limiting the carbon equivalent will be described. In the present invention, it is important that the above component composition further satisfies the condition of Ceq: 0.36 to 0.44%. Here, Ceq is a carbon equivalent defined by the following formula (1). In addition, all the element symbols “C”, “Mn”, “Cu”, “Ni”, “Mo”, and “V” in the formula (1) include each element expressed in “mass%” unit. It means the amount, and is set to “0” when the element is not added.
Ceq (mass %)=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Mo+V)/5 (1)

Ceqが0.36%未満であると、山形鋼として目標とする十分な強度を得ることができない。一方、Ceqが0.44%を越えると溶接時の低温割れが懸念されることから予熱が必要となり、溶接作業性の低下を招く。よって、Ceqは、0.36〜0.44%の範囲とした。好ましくは、0.36〜0.43%の範囲である。 If Ceq is less than 0.36%, it is not possible to obtain the target sufficient strength as an angle steel. On the other hand, if Ceq exceeds 0.44%, low-temperature cracking at the time of welding may occur, so preheating is required, leading to deterioration in welding workability. Therefore, Ceq is set to a range of 0.36 to 0.44%. Preferably, it is in the range of 0.36 to 0.43%.

[ミクロ組織]
次に、本発明におけるミクロ組織の限定理由について説明する。本発明では、山形鋼のミクロ組織が加工フェライトを含むことが重要である。ミクロ組織が加工フェライトを含まない場合、十分な強度と低温靱性を得ることが困難である。なお、加工フェライトとは、Ar3変態点以下の(オーステナイト+フェライト)2相域での熱間圧延によって形成された、扁平化したフェライトのことである。本発明においては、短軸に対する長軸の比(アスペクト比)が2.0以上のフェライトを加工フェライトと定義する。
[Microstructure]
Next, the reason for limiting the microstructure in the present invention will be described. In the present invention, it is important that the microstructure of the angle steel contains the worked ferrite. When the microstructure does not include worked ferrite, it is difficult to obtain sufficient strength and low temperature toughness. The processed ferrite is a flattened ferrite formed by hot rolling in the (austenite+ferrite) two-phase region below the Ar3 transformation point. In the present invention, ferrite in which the ratio of the major axis to the minor axis (aspect ratio) is 2.0 or more is defined as processed ferrite.

加工フェライトの面積分率は特に限定されないが、機械的強度を向上させるという観点からは、15%以上とすることが好ましく、20%以上とすることがより好ましい。なお、ミクロ組織は、不等辺山形鋼の場合は短辺(フランジ)の1/2幅部、板厚1/4t位置を、等辺山形鋼の場合は各辺の1/2幅部、板厚1/4t位置を、バルブプレートの場合は球部1/2幅部の板厚中心を、観察位置とする。 The area fraction of the worked ferrite is not particularly limited, but from the viewpoint of improving the mechanical strength, it is preferably 15% or more, and more preferably 20% or more. In addition, the microstructure is the half width part of the short side (flange) and the plate thickness 1/4 t position in the case of unequal angle angle steel, and the half width part of each side, the plate thickness in the case of equilateral angle steel. The 1/4t position is the observation position, and in the case of the valve plate, the center of the thickness of the sphere 1/2 width portion is the observation position.

本発明においては、ミクロ組織が、加工フェライト以外の組織を含有することは許容される。加工フェライト以外の残部組織は特に限定されず、任意の組織であってよいが、例えば、加工フェライトではない、パーライト、およびベイナイトからなる群より選択される1種以上とすることができる。特に、強度を一層向上させるという観点からは、第2相組織をベイナイトとすることが好ましい。 In the present invention, it is acceptable for the microstructure to contain a structure other than worked ferrite. The remaining structure other than the processed ferrite is not particularly limited and may be any structure, but for example, it may be one or more selected from the group consisting of pearlite and bainite which is not processed ferrite. Particularly, from the viewpoint of further improving the strength, it is preferable that the second phase structure is bainite.

次に、本発明の一実施形態における山形鋼の製造方法について説明する。本発明の山形鋼は、上記成分組成を有する鋼素材を用意し、1150〜1350℃に加熱した後、熱間圧延することによって製造することができる。そしてその際には、前記熱間圧延を、Ar3温度以下における累積圧下率:20〜80%、仕上温度:(Ar3−50)℃〜(Ar3−120)℃の条件で行い、前記熱間圧延後に、冷却開始温度:(Ar3−50)〜(Ar3−120)℃、冷却停止温度:650〜500℃の条件で加速冷却を行うことが重要である。以下、各工程における条件の限定理由について説明する。 Next, a method for manufacturing the angle steel in the embodiment of the present invention will be described. The angle steel of the present invention can be produced by preparing a steel material having the above-described composition, heating it to 1150 to 1350° C., and then hot rolling it. And at that time, the hot rolling is performed under the conditions of a cumulative reduction of 20 to 80% at a temperature of Ar3 or lower and a finishing temperature of (Ar3-50)°C to (Ar3-120)°C, and the hot rolling is performed. After that, it is important to perform accelerated cooling under the conditions of the cooling start temperature: (Ar3-50) to (Ar3-120)°C and the cooling stop temperature: 650 to 500°C. The reasons for limiting the conditions in each step will be described below.

[加熱]
加熱温度:1150〜1350℃
鋼素材の熱間圧延における変形抵抗を低減するとともに、凝固組織を均質化し、さらにNbやVの析出物を一旦固溶させるためには、十分高温に加熱する必要がある。加熱温度が1150℃未満ではこれらの十分な効果が認められない。そのため、熱間圧延前の加熱温度は1150℃以上とする。一方、加熱温度が1350℃を超えると、スケールロスによる歩留まり低下、生産性の低下などの問題が生じる。そのため、加熱温度は1350℃以下とする。なお、加熱温度は1180〜1320℃とすることが好ましい。
[heating]
Heating temperature: 1150 to 1350°C
It is necessary to heat the steel material at a sufficiently high temperature in order to reduce the deformation resistance in hot rolling, homogenize the solidification structure, and once form a solid solution of Nb and V precipitates. If the heating temperature is less than 1150°C, these sufficient effects cannot be recognized. Therefore, the heating temperature before hot rolling is set to 1150°C or higher. On the other hand, if the heating temperature exceeds 1350° C., problems such as a decrease in yield and a decrease in productivity due to scale loss occur. Therefore, the heating temperature is 1350° C. or lower. The heating temperature is preferably 1180 to 1320°C.

[熱間圧延]
Ar3温度以下における累積圧下率:20〜80%
Ar3温度以下における累積圧下率が20%未満では、フェライトが十分に強化されない。一方、Ar3温度以下における累積圧下率が80%を超えると、圧延方向と幅方向での異方性が強くなり、シャルピー吸収エネルギーが低下する。さらに、変形抵抗が高くなり造形も困難となる。そのため、熱間圧延の際の、Ar3温度以下における累積圧下率を20〜80%とする。なお、Ar3点の値は下記の式で求めることができる。
Ar3(℃)=910−273C+25Si−74Mn−56Ni−9Mo−5Cu
ただし、上記式における元素記号は、各元素の含有量(質量%)を表し、当該元素が含有されていない場合にはゼロとする。
[Hot rolling]
Cumulative rolling reduction at an Ar3 temperature or lower: 20 to 80%
If the cumulative rolling reduction at the Ar3 temperature or lower is less than 20%, the ferrite is not sufficiently strengthened. On the other hand, when the cumulative rolling reduction at the Ar3 temperature or lower exceeds 80%, the anisotropy in the rolling direction and the width direction becomes strong, and the Charpy absorbed energy decreases. Further, the deformation resistance becomes high, and the modeling becomes difficult. Therefore, the cumulative reduction rate at the Ar3 temperature or lower during hot rolling is set to 20 to 80%. The value of Ar3 point can be calculated by the following formula.
Ar3(°C)=910-273C+25Si-74Mn-56Ni-9Mo-5Cu
However, the element symbol in the above formula represents the content (mass %) of each element, and is set to zero when the element is not contained.

仕上温度:(Ar3−50)〜(Ar3−120)℃
仕上温度が、(Ar3−50)℃を超えると加工フェライト量が少なくなるため、強度が低下する。一方、仕上温度が(Ar3−120)℃未満であると、圧延負荷が高く、造形性が低下する。したがって、圧延仕上温度は(Ar3−50)℃以上、(Ar3−120)℃以下とする。
Finishing temperature: (Ar3-50) to (Ar3-120)°C
When the finishing temperature is higher than (Ar3-50)°C, the amount of processed ferrite decreases and the strength decreases. On the other hand, when the finishing temperature is lower than (Ar3-120)°C, the rolling load is high and the formability is deteriorated. Therefore, the rolling finishing temperature is set to (Ar3-50)°C or higher and (Ar3-120)°C or lower.

[加速冷却]
冷却開始温度:(Ar3−50)〜(Ar3−120)℃
熱間圧延終了後、加速冷却を行う。その際の冷却開始温度は、(Ar3−50)〜(Ar3−120)℃とする。冷却開始温度を前記範囲とすることにより、強度を向上させることができる。
[Accelerated cooling]
Cooling start temperature: (Ar3-50) to (Ar3-120)°C
After the hot rolling is completed, accelerated cooling is performed. The cooling start temperature in that case shall be (Ar3-50)-(Ar3-120) degreeC. By setting the cooling start temperature within the above range, the strength can be improved.

上記加速冷却の方法は特に限定されないが、スプレーなどによる水冷が好ましい。また、強度を一層向上させるという観点からは、熱間圧延終了後、直ちに加速冷却を開始することが好ましく、具体的には、熱間圧延終了後5秒以内に開始することが好ましい。圧延終了後、直ちに加速冷却することで、第2相組織をベイナイト変態させ強度を一層向上させることができる。熱間圧延終了から加速冷却の開始までに時間を要すると、一部オーステナイトからパーライト変態を生じ、強度が低下する。 The method of accelerated cooling is not particularly limited, but water cooling such as spraying is preferable. Further, from the viewpoint of further improving the strength, it is preferable to start accelerated cooling immediately after completion of hot rolling, and specifically, it is preferable to start within 5 seconds after completion of hot rolling. By performing accelerated cooling immediately after the completion of rolling, the second phase structure can be transformed into bainite and the strength can be further improved. If it takes time from the end of hot rolling to the start of accelerated cooling, pearlite transformation occurs from austenite, and the strength decreases.

冷却停止温度:650〜500℃
650℃よりも高温で冷却を停止すると、十分な強度が得られない。一方、500℃未満まで冷却すると、冷却時に発生する残留応力によってねじれ、曲がりや反りなどが生じ、形状が保てない。そのため、冷却停止温度は650〜500℃とする。冷却停止温度は、650℃〜550℃とすることが好ましい。
Cooling stop temperature: 650-500°C
If cooling is stopped at a temperature higher than 650°C, sufficient strength cannot be obtained. On the other hand, when cooled to less than 500° C., the residual stress generated during cooling causes twisting, bending, warping, etc., and the shape cannot be maintained. Therefore, the cooling stop temperature is set to 650 to 500°C. The cooling stop temperature is preferably 650°C to 550°C.

<実施例1>
表1に示した成分組成を有する鋼を真空溶解炉または転炉で溶製してブルームとし、前記ブルームを加熱炉に装入して加熱後、熱間圧延および加速冷却を施して表2に示す断面寸法の不等辺不等厚山形鋼を製造した。熱間圧延前の加熱、熱間圧延、および熱間圧延後の加速冷却の条件は、表2に示した通りとした。なお、圧延温度としては、ミルの入側、出側に放射温度計を設置し、短辺の温度を測定した。表2における仕上温度は、最終圧延時の入り側温度である。その後、得られた山形鋼のそれぞれについて、ミクロ組織ならびにフランジ部と溶接ボンド部における機械的特性を評価した。測定結果を表3に示す。なお、評価方法は、それぞれ以下の通りとした。
<Example 1>
Steel having the chemical composition shown in Table 1 is melted in a vacuum melting furnace or a converter to form a bloom, and the bloom is charged into a heating furnace, heated, and then subjected to hot rolling and accelerated cooling to produce a bloom in Table 2. Non-equal unequal thick angle section steels having the cross-sectional dimensions shown were manufactured. The conditions of heating before hot rolling, hot rolling, and accelerated cooling after hot rolling were as shown in Table 2. Regarding the rolling temperature, radiation thermometers were installed on the inlet side and the outlet side of the mill, and the temperature on the short side was measured. The finishing temperature in Table 2 is the inlet temperature at the time of final rolling. Then, for each of the obtained angle steels, the microstructure and the mechanical properties in the flange portion and the weld bond portion were evaluated. The measurement results are shown in Table 3. The evaluation methods were as follows.

(ミクロ組織)
不等辺不等厚山形鋼の短辺(フランジ)1/2幅部、板厚1/4t位置におけるミクロ組織を光学顕微鏡で観察した。倍率×500で、3視野以上観察するとともに、金属組織としてフェライト部のトレースを行った。その後、画像解析ソフトにより、フェライト粒の短軸と長軸およびアスペクト比を求めた。アスペクト比が2.0以上のものを加工フェライトと定義し、それぞれの加工フェライトの面積を算出し、金属組織中に占める加工フェライトの面積分率を算出した。
(Microstructure)
The microstructure at the short side (flange) 1/2 width portion and the plate thickness 1/4 t position of the unequal side unequal thick angle steel was observed with an optical microscope. Observation was performed at 3 magnifications or more at a magnification of 500, and a ferrite portion was traced as a metallographic structure. After that, the minor axis and major axis of the ferrite grains and the aspect ratio were determined by image analysis software. A processed ferrite having an aspect ratio of 2.0 or more was defined, the area of each processed ferrite was calculated, and the area fraction of the processed ferrite in the metal structure was calculated.

(機械的特性)
山形鋼の短辺から、JIS 1A号引張試験片を採取し、引張特性(降伏応力YS、引張強さTS、伸びEl)を測定した。靭性については、同じく短辺からJIS Z 2242に記載の2mmVノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、−5℃での靭性を評価した。また、入熱2kJ/mmの多層盛り溶接を行った後、溶接ボンド部の−5℃での靭性も併せて評価した。
(Mechanical properties)
A JIS No. 1A tensile test piece was sampled from the short side of the angle steel and the tensile properties (yield stress YS, tensile strength TS, elongation El) were measured. Regarding toughness, a 2 mmV notch Charpy impact test piece described in JIS Z 2242 was similarly sampled from the short side, and the toughness at -5°C was evaluated. Moreover, after performing multi-layer welding with a heat input of 2 kJ/mm, the toughness of the weld bond portion at −5° C. was also evaluated.

表1〜3より分かるように、本発明の条件を満たす発明例の山形鋼は、YS:460MPa以上、TS:570MPa以上という優れた強度を有するともに、母材および溶接部における靭性にも優れていた。これに対して、本発明の条件を満たさない比較例では、YS、TS、および靭性のいずれかが劣っていた。なお、No.21では、冷却後のねじれ反りや曲がりが過大であり、正常に成形できなかったため、機械的特性の評価を行わなかった。また、No.22では、圧延負荷が過大であり、正常に熱間圧延が行えなかったため、圧延を途中で中止した。 As can be seen from Tables 1 to 3, the angle steels of the invention examples satisfying the conditions of the present invention have excellent strengths of YS: 460 MPa or more and TS: 570 MPa or more, and also have excellent toughness in the base material and the welded portion. It was On the other hand, in Comparative Examples that do not satisfy the conditions of the present invention, any of YS, TS, and toughness was inferior. In addition, No. In No. 21, the torsional warpage and bending after cooling were excessive, and normal molding could not be performed. Therefore, evaluation of mechanical properties was not performed. In addition, No. In No. 22, since the rolling load was excessive and hot rolling could not be normally performed, rolling was stopped halfway.

<実施例2>
表4に示した成分組成を有する鋼を真空溶解炉または転炉で溶製してブルームとし、前記ブルームを加熱炉に装入して加熱後、熱間圧延および加速冷却を施して、図1および表5に示す断面形状・寸法のバルブプレートを製造した。熱間圧延前の加熱、熱間圧延、および熱間圧延後の加速冷却の条件は、表5に示した通りとした。なお、圧延温度としては、ミルの入側、出側に放射温度計を設置し、長辺(ウエブ)の温度を測定した。表5における仕上温度は、最終圧延時の入側温度である。その後、得られたバルブプレートのそれぞれについて、ミクロ組織と機械的性質および溶接ボンド部のシャルピー衝撃特性を評価した。測定結果を表6に示す。なお、評価方法は、それぞれ以下の通りとした。
<Example 2>
Steel having the composition shown in Table 4 is melted in a vacuum melting furnace or a converter to form a bloom, and the bloom is charged into a heating furnace and heated, followed by hot rolling and accelerated cooling, A valve plate having the cross-sectional shape and dimensions shown in Table 5 was manufactured. The conditions of heating before hot rolling, hot rolling, and accelerated cooling after hot rolling were as shown in Table 5. As the rolling temperature, radiation thermometers were installed on the inlet side and the outlet side of the mill, and the temperature of the long side (web) was measured. The finishing temperature in Table 5 is the inlet temperature at the time of final rolling. Then, for each of the obtained valve plates, the microstructure and mechanical properties, and the Charpy impact property of the weld bond were evaluated. The measurement results are shown in Table 6. The evaluation methods were as follows.

(ミクロ組織)
図2に示す、バルブプレートの球部1/2幅部の板厚中心位置1(板厚tの中心位置)におけるミクロ組織を光学顕微鏡で観察した。倍率×500で、3視野以上観察するとともに、金属組織としてフェライト部のトレースを行った。その後、画像解析ソフトにより、フェライト粒の短軸と長軸およびアスペクト比を求めた。アスペクト比が2.0以上のものを加工フェライトと定義し、それぞれの加工フェライトの面積を算出し、金属組織中に占める加工フェライトの面積分率を算出した。
(Microstructure)
The microstructure at the plate thickness center position 1 (center position of the plate thickness t 2 ) of the sphere half width portion of the valve plate shown in FIG. 2 was observed with an optical microscope. Observation was performed at 3 magnifications or more at a magnification of 500, and a ferrite portion was traced as a metallographic structure. After that, the minor axis and major axis of the ferrite grains and the aspect ratio were determined by image analysis software. A processed ferrite having an aspect ratio of 2.0 or more was defined, the area of each processed ferrite was calculated, and the area fraction of the processed ferrite in the metal structure was calculated.

また、図2に示すように、バルブプレートのウエブ1/3幅部2から、引張方向がバルブプレートの長さ方向(圧延方向)と平行となるようにJIS 1A号引張試験片を採取し、引張特性(降伏応力YS、引張強さTS、伸びEl)を測定した。さらに、図2に示すように、球部1/2幅部の板厚中心位置1から、引張方向がバルブプレートの長さ方向(圧延方向)となる丸棒のミクロ引張試験片(平行部径6mmφ、GL25mm)を採取し、引張特性(降伏応力YS,引張強さTS,伸びEl)を測定した。靭性については、ウエブ1/3幅部2および球部1/2幅部の板厚中心位置1から、それぞれJIS Z 2242に記載の2mmVノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、−5℃での靭性を評価した。また、入熱2kJ/mmの多層盛り溶接を行った後、溶接ボンド部の−5℃での靭性も併せて評価した。 In addition, as shown in FIG. 2, a JIS 1A tensile test piece was sampled from the web 1/3 width portion 2 of the valve plate so that the tensile direction was parallel to the length direction (rolling direction) of the valve plate. Tensile properties (yield stress YS, tensile strength TS, elongation El) were measured. Furthermore, as shown in FIG. 2, from the plate thickness center position 1 of the sphere 1/2 width portion, a round bar micro-tensile test piece (parallel portion diameter) whose tensile direction is the length direction (rolling direction) of the valve plate. 6 mmφ, GL25 mm) was sampled and the tensile properties (yield stress YS, tensile strength TS, elongation El) were measured. Regarding toughness, 2 mm V notch Charpy impact test pieces described in JIS Z 2242 were taken from the plate thickness center position 1 of the web 1/3 width portion 2 and the spherical portion 1/2 width portion, respectively, and the toughness at -5°C was obtained. Was evaluated. Moreover, after performing multi-layer welding with a heat input of 2 kJ/mm, the toughness of the weld bond portion at −5° C. was also evaluated.

表4〜表6より分かるように、本発明の条件を満たす発明例のバルブプレートは、YS:460MPa以上、TS:570MPa以上という高い強度を断面積の大きな球部の中心においても有するとともに、溶接部も含め靭性にも優れていた。これに対して、本発明の条件を満たさない比較例では、YS、TS、および靭性のいずれかが劣っていた。また、ウエブ部強度は十分満たしても球部の強度が低い、あるいは靭性が低いデータも見られた。これらは、球部においては制御圧延効果がウエブに比べて低いことを表している。 As can be seen from Tables 4 to 6, the valve plates of the invention examples satisfying the conditions of the present invention have high strength of YS: 460 MPa or more and TS: 570 MPa or more even in the center of the spherical portion having a large cross-sectional area, and the welding The toughness including the parts was also excellent. On the other hand, in Comparative Examples that do not satisfy the conditions of the present invention, any of YS, TS, and toughness was inferior. In addition, some data showed that the strength of the sphere was low or the toughness was low even if the strength of the web portion was sufficiently satisfied. These show that the controlled rolling effect in the ball portion is lower than that in the web.

本発明によれば、成分組成と製造条件を最適化することで、高強度と高靭性を付与したYS:460MPa以上、TS:570MPa以上、−5℃でのシャルピー吸収エネルギー:47J以上の山形鋼を生産性よく、安価に製造することができる。 According to the present invention, high-strength and high-toughness-provided YS: 460 MPa or more, TS: 570 MPa or more, Charpy absorbed energy at -5°C: 47 J or more angle iron steel, according to the present invention. Can be manufactured with high productivity and at low cost.

1 球部1/2幅部の板厚中心位置
2 ウエブ1/3幅部
1 Center position of the thickness of the ball 1/2 width part 2 Web 1/3 width part

Claims (6)

質量%で、
C :0.03〜0.18%、
Si:0.05〜0.50%、
Mn:0.1〜1.8%、
P :0.030%以下、
S :0.010%以下、
Al:0.005〜0.07%、
N :0.006〜0.018%、ならびに
V:0.01〜0.12%およびNb:0.001〜0.05%の一方または両方を含有し、残部がFeおよび不可避不純物からなり、下記(1)式で定義される炭素当量Ceqが0.36〜0.44%である成分組成を有し、
面積分率で20%以上の加工フェライトを含むミクロ組織を有し、
YS:460MPa以上、TS:570MPa以上、−5℃におけるシャルピー吸収エネルギー:47J以上である機械的特性を有する、バルブプレート。

Ceq(質量%)=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Mo+V)/5・・・(1)
In mass %,
C: 0.03 to 0.18%,
Si: 0.05 to 0.50%,
Mn: 0.1 to 1.8%,
P: 0.030% or less,
S: 0.010% or less,
Al: 0.005-0.07%,
N: 0.006 to 0.018%, and one or both of V: 0.01 to 0.12% and Nb: 0.001 to 0.05%, the balance consisting of Fe and inevitable impurities, The carbon equivalent Ceq defined by the following formula (1) has a component composition of 0.36 to 0.44%,
Has a microstructure containing 20% or more of worked ferrite in area fraction,
A valve plate having mechanical characteristics of YS: 460 MPa or more, TS: 570 MPa or more, and Charpy absorbed energy at -5°C: 47 J or more.
Note Ceq (mass %)=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Mo+V)/5 (1)
上記成分組成が、質量%で、
Cu:0.05〜0.50%、
Ni:0.05〜0.25%、および
Mo:0.01〜0.50%からなる群より選択される少なくとも1種をさらに含有する、請求項1に記載のバルブプレート。
The above component composition is mass%,
Cu: 0.05 to 0.50%,
The valve plate according to claim 1, further comprising at least one selected from the group consisting of Ni: 0.05 to 0.25% and Mo: 0.01 to 0.50%.
上記成分組成が、質量%で、
Ti:0.001〜0.1%および
Zr:0.001〜0.1%の一方または両方をさらに含有する、請求項1または2に記載のバルブプレート。
The above component composition is mass%,
The valve plate according to claim 1 or 2, further containing one or both of Ti: 0.001 to 0.1% and Zr: 0.001 to 0.1%.
上記成分組成が、質量%で、
B :0.0002〜0.003%をさらに含有する、請求項1〜3のいずれか一項に記載のバルブプレート。
The above component composition is mass%,
B: The valve plate according to any one of claims 1 to 3, further containing 0.0002 to 0.003%.
上記成分組成が、質量%で、
Ca:0.0002〜0.01%および
REM:0.0002〜0.015%の一方または両方をさらに含有する、請求項1〜4のいずれか一項に記載のバルブプレート。
The above component composition is mass%,
The valve plate according to any one of claims 1 to 4, further containing one or both of Ca: 0.0002 to 0.01% and REM: 0.0002 to 0.015%.
請求項1〜5のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼素材を用意し、1150〜1350℃に加熱した後、熱間圧延してバルブプレートを製造する方法であって、
前記熱間圧延を、Ar3温度以下における累積圧下率:20〜80%、仕上温度:(Ar3−50)〜(Ar3−120)℃の条件で行い、
前記熱間圧延後に、冷却開始温度:(Ar3−50)〜(Ar3−120)℃、冷却停止温度:650〜500℃の条件で加速冷却を行い、
前記バルブプレートが、
面積分率で20%以上の加工フェライトを含むミクロ組織を有し、
YS:460MPa以上、TS:570MPa以上、−5℃におけるシャルピー吸収エネルギー:47J以上である機械的特性を有する、バルブプレートの製造方法。
A method for producing a valve plate by preparing a steel material having the composition according to any one of claims 1 to 5, heating it to 1150 to 1350°C, and then hot rolling it.
The hot rolling is performed under the conditions of a cumulative rolling reduction at an Ar3 temperature or lower: 20 to 80% and a finishing temperature: (Ar3-50) to (Ar3-120)°C.
After the hot rolling, accelerated cooling is performed under the conditions of a cooling start temperature: (Ar3-50) to (Ar3-120)°C and a cooling stop temperature: 650 to 500°C.
The valve plate is
Has a microstructure containing 20% or more of worked ferrite in area fraction,
A method for producing a valve plate having mechanical characteristics of YS: 460 MPa or more, TS: 570 MPa or more, and Charpy absorbed energy at -5°C: 47 J or more.
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