JP6835054B2 - High-strength steel plate and its manufacturing method - Google Patents
High-strength steel plate and its manufacturing method Download PDFInfo
- Publication number
- JP6835054B2 JP6835054B2 JP2018204256A JP2018204256A JP6835054B2 JP 6835054 B2 JP6835054 B2 JP 6835054B2 JP 2018204256 A JP2018204256 A JP 2018204256A JP 2018204256 A JP2018204256 A JP 2018204256A JP 6835054 B2 JP6835054 B2 JP 6835054B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- strength steel
- content
- plate thickness
- steel sheet
- 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 131
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims description 131
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 20
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 40
- 239000000463 material Substances 0.000 claims description 27
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 26
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 26
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 22
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims description 21
- 238000003303 reheating Methods 0.000 claims description 19
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 16
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims description 16
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims description 16
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims description 15
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 15
- 238000009826 distribution Methods 0.000 claims description 8
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 8
- 230000009466 transformation Effects 0.000 claims description 8
- 230000009467 reduction Effects 0.000 claims description 7
- 238000005496 tempering Methods 0.000 claims description 7
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 27
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 17
- 239000010953 base metal Substances 0.000 description 14
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 description 12
- 150000002910 rare earth metals Chemical class 0.000 description 12
- 238000010521 absorption reaction Methods 0.000 description 7
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 7
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 6
- 230000008569 process Effects 0.000 description 5
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 4
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 4
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 4
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 3
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 3
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 3
- 239000011347 resin Substances 0.000 description 3
- 229920005989 resin Polymers 0.000 description 3
- 238000001878 scanning electron micrograph Methods 0.000 description 3
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 3
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 3
- 238000011282 treatment Methods 0.000 description 3
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 2
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 2
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 2
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 2
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 2
- 230000001186 cumulative effect Effects 0.000 description 2
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 2
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 2
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 239000010410 layer Substances 0.000 description 2
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 2
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 2
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 2
- VTYYLEPIZMXCLO-UHFFFAOYSA-L Calcium carbonate Chemical class [Ca+2].[O-]C([O-])=O VTYYLEPIZMXCLO-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 1
- 229910000746 Structural steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000001133 acceleration Effects 0.000 description 1
- 230000009471 action Effects 0.000 description 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- 229940069428 antacid Drugs 0.000 description 1
- 239000003159 antacid agent Substances 0.000 description 1
- 230000001458 anti-acid effect Effects 0.000 description 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 1
- 238000004364 calculation method Methods 0.000 description 1
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 1
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005261 decarburization Methods 0.000 description 1
- 238000000354 decomposition reaction Methods 0.000 description 1
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 1
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 1
- 239000004615 ingredient Substances 0.000 description 1
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000014759 maintenance of location Effects 0.000 description 1
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 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
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 1
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 1
- 230000005855 radiation Effects 0.000 description 1
- 239000000523 sample Substances 0.000 description 1
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 1
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 1
- 238000005211 surface analysis Methods 0.000 description 1
- 230000008719 thickening Effects 0.000 description 1
- 238000012546 transfer Methods 0.000 description 1
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000000007 visual effect Effects 0.000 description 1
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は、高張力鋼板に関し、特に、板厚1/2位置における機械的特性に優れるとともに、板厚全体にわたって継手靭性および継手加工性に優れ、かつ、溶接性にも優れる高張力鋼板に関する。したがって、本発明の高張力鋼板は、海洋構造物、圧力容器、ペンストック、橋梁、トンネルなどの鋼構造物用として好適に用いることができる。また、本発明は、前記高張力鋼板の製造方法に関する。 The present invention relates to a high-strength steel plate, and more particularly to a high-strength steel plate having excellent mechanical properties at a plate thickness of 1/2 position, excellent joint toughness and joint workability over the entire plate thickness, and excellent weldability. Therefore, the high-strength steel plate of the present invention can be suitably used for steel structures such as marine structures, pressure vessels, penstocks, bridges, and tunnels. The present invention also relates to a method for manufacturing the high-strength steel sheet.
近年、鋼構造物の大型化などの理由から、使用される鋼材の厚肉化、高強度化が要望されている。中でも、高強度かつ低温靭性に優れる鋼板が求められており、そのような要求を満たす高張力鋼板を提供するために、様々な技術が提案されている。 In recent years, there has been a demand for thicker and higher strength steel materials used for reasons such as larger steel structures. Above all, a steel sheet having high strength and excellent low temperature toughness is required, and various techniques have been proposed in order to provide a high-strength steel sheet satisfying such a requirement.
例えば、特許文献1では、熱間圧延に先立って鋳片を再加熱する際に、特定条件で予備的熱処理を行う高張力鋼板の製造方法が提案されている。特許文献1によると、前記予備的熱処理を行うことにより、混粒の発現が回避され、その結果、鋼板の低温靭性が向上する。 For example, Patent Document 1 proposes a method for producing a high-strength steel plate in which a preliminary heat treatment is performed under specific conditions when the slab is reheated prior to hot rolling. According to Patent Document 1, by performing the preliminary heat treatment, the expression of mixed grains is avoided, and as a result, the low temperature toughness of the steel sheet is improved.
また、特許文献2では、特定の成分組成を有するスラブを熱間圧延した後、特定の条件で冷却と焼戻しを行う高張力鋼板の製造方法が記載されている。特許文献2によると、前記製造方法は生産性に優れるとともに、低温靭性に優れた高張力鋼板の製造を可能とする。 Further, Patent Document 2 describes a method for producing a high-strength steel plate in which a slab having a specific composition is hot-rolled and then cooled and tempered under specific conditions. According to Patent Document 2, the manufacturing method is excellent in productivity and enables production of a high-strength steel plate having excellent low-temperature toughness.
特許文献3では、特定の成分組成を有する鋼素材を熱間圧延した後、特定の条件で急冷と焼戻しを行う高張力鋼板の製造方法が記載されている。前記製造方法によれば、母材の強度および靭性に加え、溶接熱影響部の靭性に優れる高張力鋼板を得ることができる。 Patent Document 3 describes a method for producing a high-strength steel sheet in which a steel material having a specific composition is hot-rolled and then rapidly cooled and tempered under specific conditions. According to the manufacturing method, it is possible to obtain a high-strength steel plate having excellent toughness of the weld heat-affected zone in addition to the strength and toughness of the base metal.
しかしながら、特許文献1〜3に記載されているような従来技術においては、母材鋼板の低温靭性に一定の改善が見られるものの、板厚1/4位置における靭性のみに着目しており、板厚中心部までの機械的特性は保証されていない。一般に板厚が厚いほど、鋳造スラブの中心偏析やポロシティと呼ばれる内部微小空孔等に起因する鋼板の内部欠陥や溶接欠陥(ザク疵)が発生しやすく、材料特性に悪影響を及ぼす。そのため、近年の厚肉化と高強度化の要求を十分に満たすためには、「内質」と称される、板厚1/2位置における機械的特性を制御する必要がある。 However, in the prior art as described in Patent Documents 1 to 3, although the low temperature toughness of the base steel sheet is improved to some extent, only the toughness at the plate thickness 1/4 position is focused on. Mechanical properties up to the thick center are not guaranteed. Generally, the thicker the plate, the more likely it is that internal defects and welding defects (zaku flaws) in the steel sheet due to central segregation of the cast slab and internal micropores called porosity occur, which adversely affects the material properties. Therefore, in order to fully satisfy the recent demands for thickening and increasing strength, it is necessary to control the mechanical characteristics at the position of 1/2 of the plate thickness, which is called "internal quality".
また、鋼構造物の破壊安全性の観点からは、溶接性に優れること、および溶接部の板厚方向全体にわたって高い靱性および継手加工性を備えることが求められるが、特許文献1〜3では、溶接性や溶接部の板厚方向全体における靭性および継手加工性に対して十分な考慮が払われていなかった。 Further, from the viewpoint of fracture safety of the steel structure, it is required to have excellent weldability and high toughness and joint workability in the entire plate thickness direction of the welded portion. Sufficient consideration was not given to weldability, toughness of the welded portion in the plate thickness direction, and joint workability.
本発明は、上記実状に鑑みてなされたものであり、板厚1/2位置における機械的特性に優れるとともに、板厚全体にわたって継手靭性および継手加工性に優れ、かつ、溶接性にも優れる高張力鋼板を提供することを目的とする。なお、ここで「継手加工性」とは、継手側曲げ試験において割れが発生しない特性を指すものとする。 The present invention has been made in view of the above-mentioned actual conditions, and has excellent mechanical properties at a plate thickness of 1/2 position, excellent joint toughness and joint workability over the entire plate thickness, and excellent weldability. It is an object of the present invention to provide a tension steel plate. Here, "joint workability" refers to a characteristic that cracks do not occur in the joint side bending test.
本発明者らは、上記課題を解決する方途について鋭意検討し、以下の知見を得た。 The present inventors diligently studied ways to solve the above problems and obtained the following findings.
(1)板厚1/2位置における優れた機械的特性を確保するためには、不純物元素、介在物、およびミクロ組織を制御する必要がある。 (1) It is necessary to control impurity elements, inclusions, and microstructure in order to ensure excellent mechanical properties at the 1/2 plate thickness position.
(2)上記不純物元素については、中心偏析の原因となる不純物元素であるPおよびSを低減し、さらに固溶SをCa系介在物として固定する必要がある。 (2) Regarding the above-mentioned impurity elements, it is necessary to reduce P and S, which are impurity elements that cause central segregation, and further fix the solid solution S as a Ca-based inclusion.
(3)上記介在物については、前記Ca系介在物のサイズおよび分布密度が特定の範囲内になるように、CaとSの含有量を制御する必要がある。 (3) Regarding the inclusions, it is necessary to control the contents of Ca and S so that the size and distribution density of the Ca inclusions are within a specific range.
(4)上記ミクロ組織については、板厚1/2位置におけるミクロ組織をベイナイトとマルテンサイトの混合組織とし、かつ旧オーステナイト粒径を所定の範囲内になるように制御する必要がある。 (4) Regarding the microstructure, it is necessary to make the microstructure at the position of 1/2 of the plate thickness a mixed structure of bainite and martensite, and to control the particle size of the old austenite so as to be within a predetermined range.
(5)上記条件を満たすためには、熱間圧延工程において、高温−強圧下圧延によって中心偏析を抑制しポロシティの低減を図る必要がある。 (5) In order to satisfy the above conditions, it is necessary to suppress central segregation and reduce porosity by high-temperature-high-pressure rolling in the hot rolling process.
(6)さらに、溶接性を確保するために、C含有量を低くした上でPcmを一定値以下に抑える必要がある。 (6) Further, in order to ensure weldability, it is necessary to reduce the C content and keep the Pcm below a certain value.
(7)加えて、継手加工性を確保するには、(i)固溶S、および(ii)鋼板の内部欠陥および溶接欠陥に加え、(iii)板厚1/2位置の偏析部で生成しやすいMnSの3つを同時に低減することが必要である。 (7) In addition, in order to ensure joint workability, in addition to (i) solid solution S and (ii) internal defects and welding defects of the steel sheet, (iii) is generated in the segregated portion at the plate thickness 1/2 position. It is necessary to reduce three of MnS, which are easy to make, at the same time.
本発明は上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨構成は以下の通りである。 The present invention has been made based on the above findings, and its gist structure is as follows.
1.質量%で、
C :0.02〜0.12%、
Si:0.01〜0.50%、
Mn:0.5〜2.0%、
P :0.015%以下、
S :0.0020%以下、
Al:0.005〜0.10%、
Ni:0.01〜5.00%、
Mo:0.01〜1.00%、
Ti:0.005〜0.030%、
B :0.0003〜0.0030%、
N :0.0015〜0.0065%、および
Ca:0.0001〜0.0050%以下を含有し、
残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつ、
下記(1)式で定義されるPcmが0.30以下であり、
下記(2)式で定義されるPS,Caが0.0010以下である成分組成を有し、
ベイナイトとマルテンサイトの合計の面積率が95%以上であり、かつ、旧オーステナイトの平均粒径が40μm以下である板厚1/2位置におけるミクロ組織を有し、
Sを含有し、かつFeを除いた元素におけるCaの質量分率が5%以上である介在物として定義されるCa系介在物を含有し、
板厚1/2位置における前記Ca系介在物の分布密度が0個/mm2超、100個/mm2未満であり、かつ
板厚1/2位置における前記Ca系介在物の平均円相当径が2.0μm未満である、高張力鋼板。
Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B…(1)
PS,Ca=S−Ca×32/40…(2)
ただし、上記(1)、(2)式における元素記号は、質量%単位で表した、前記高張力鋼板における各元素の含有量であり、当該元素が含有されない場合にはゼロとする。
1. 1. By mass%
C: 0.02 to 0.12%,
Si: 0.01-0.50%,
Mn: 0.5-2.0%,
P: 0.015% or less,
S: 0.0020% or less,
Al: 0.005 to 0.10%,
Ni: 0.01-5.00%,
Mo: 0.01-1.00%,
Ti: 0.005 to 0.030%,
B: 0.0003 to 0.0030%,
N: 0.0015 to 0.0065%, and Ca: 0.0001 to 0.0050% or less.
The balance consists of Fe and unavoidable impurities, and
The Pcm defined by the following equation (1) is 0.30 or less,
It has a component composition in which PS and Ca defined by the following equation (2) are 0.0010 or less.
It has a microstructure at the plate thickness 1/2 position where the total area ratio of bainite and martensite is 95% or more and the average particle size of old austenite is 40 μm or less.
It contains Ca-based inclusions defined as inclusions containing S and having a mass fraction of Ca of 5% or more in the element excluding Fe.
The distribution density of the Ca-based inclusions at the plate thickness 1/2 position is more than 0 pieces / mm 2 and less than 100 pieces / mm 2 , and the average circle equivalent diameter of the Ca-based inclusions at the plate thickness 1/2 position. High-strength steel plate with a diameter of less than 2.0 μm.
Pcm = C + Si / 30 + Mn / 20 + Cu / 20 + Ni / 60 + Cr / 20 + Mo / 15 + V / 10 + 5B ... (1)
PS , Ca = S-Ca × 32/40 ... (2)
However, the element symbol in the above formulas (1) and (2) is the content of each element in the high-strength steel plate expressed in mass% units, and is set to zero when the element is not contained.
2.前記成分組成が、質量%で、
Cu:1.50%以下、
Cr:2.00%以下、
Nb:0.10%以下、および
V :0.20%以下からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、上記1に記載の高張力鋼板。
2. 2. When the component composition is mass%,
Cu: 1.50% or less,
Cr: 2.00% or less,
The high-strength steel plate according to 1 above, further containing 1 or 2 or more selected from the group consisting of Nb: 0.10% or less and V: 0.20% or less.
3.前記成分組成が、質量%で、
REM:0.02%以下、および
Mg:0.005%以下の一方または両方をさらに含有する、上記1または2に記載の高張力鋼板。
3. 3. When the component composition is mass%,
The high-strength steel sheet according to 1 or 2 above, further containing one or both of REM: 0.02% or less and Mg: 0.005% or less.
4.質量%で、
C :0.02〜0.12%、
Si:0.01〜0.50%、
Mn:0.5〜2.0%、
P :0.015%以下、
S :0.0020%以下、
Al:0.005〜0.10%、
Ni:0.01〜5.00%、
Mo:0.01〜1.00%、
Ti:0.005〜0.030%、
B :0.0003〜0.0030%、
N :0.0015〜0.0065%、および
Ca:0.0001〜0.0050%以下を含有し、
残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつ、
下記(1)式で定義されるPcmが0.30以下であり、
下記(2)式で定義されるPS,Caが0.0010以下である成分組成を有する鋼素材を900〜1250℃の加熱温度に加熱し、
加熱された前記鋼素材を熱間圧延して熱延鋼板とし、
前記熱延鋼板をAc3変態点〜1000℃の再加熱温度に再加熱し、
前記再加熱温度に10分以上保持し、
前記保持後の熱延鋼板を、平均冷却速度1〜200℃/sで加速冷却し、
前記加速冷却された熱延鋼板を、450℃〜Ac1変態点未満の焼戻し温度で焼戻し処理することを含み、
前記熱間圧延が、圧延温度が1000℃以上かつ圧延形状比が1.0以上かつ圧下率が15%以上の条件での1回以上の圧延を含み、かつ圧延終了温度が900℃以上である、高張力鋼板の製造方法。
Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B…(1)
PS,Ca=S−Ca×32/40…(2)
ただし、上記(1)、(2)式における元素記号は、質量%単位で表した、前記高張力鋼板における各元素の含有量であり、当該元素が含有されない場合にはゼロとする。
4. By mass%
C: 0.02 to 0.12%,
Si: 0.01-0.50%,
Mn: 0.5-2.0%,
P: 0.015% or less,
S: 0.0020% or less,
Al: 0.005 to 0.10%,
Ni: 0.01-5.00%,
Mo: 0.01-1.00%,
Ti: 0.005 to 0.030%,
B: 0.0003 to 0.0030%,
N: 0.0015 to 0.0065%, and Ca: 0.0001 to 0.0050% or less.
The balance consists of Fe and unavoidable impurities, and
The Pcm defined by the following equation (1) is 0.30 or less,
A steel material having a component composition in which PS and Ca defined by the following equation (2) are 0.0010 or less is heated to a heating temperature of 900 to 1250 ° C.
The heated steel material is hot-rolled to form a hot-rolled steel sheet.
The hot-rolled steel sheet was reheated to an Ac3 transformation point to a reheating temperature of 1000 ° C.
Hold at the reheating temperature for 10 minutes or more,
The hot-rolled steel sheet after holding is accelerated and cooled at an average cooling rate of 1 to 200 ° C./s.
The accelerated cooled hot-rolled steel sheet is tempered at a tempering temperature of 450 ° C. to less than the Ac1 transformation point.
The hot rolling includes one or more rolling under the conditions that the rolling temperature is 1000 ° C. or higher, the rolling shape ratio is 1.0 or higher, and the rolling reduction is 15% or higher, and the rolling end temperature is 900 ° C. or higher. , A method for manufacturing high-strength steel sheets.
Pcm = C + Si / 30 + Mn / 20 + Cu / 20 + Ni / 60 + Cr / 20 + Mo / 15 + V / 10 + 5B ... (1)
PS , Ca = S-Ca × 32/40 ... (2)
However, the element symbol in the above formulas (1) and (2) is the content of each element in the high-strength steel plate expressed in mass% units, and is set to zero when the element is not contained.
5.前記成分組成が、質量%で、
Cu:1.50%以下、
Cr:2.00%以下、
Nb:0.10%以下、および
V :0.20%以下からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、上記4に記載の高張力鋼板の製造方法。
5. When the component composition is mass%,
Cu: 1.50% or less,
Cr: 2.00% or less,
The method for producing a high-strength steel sheet according to 4 above, further containing 1 or 2 or more selected from the group consisting of Nb: 0.10% or less and V: 0.20% or less.
6.前記成分組成が、質量%で、
REM:0.02%以下、および
Mg:0.005%以下の一方または両方をさらに含有する、上記4または5に記載の高張力鋼板の製造方法。
6. When the component composition is mass%,
The method for producing a high-strength steel sheet according to 4 or 5 above, further containing one or both of REM: 0.02% or less and Mg: 0.005% or less.
本発明によれば、板厚1/2位置における機械的特性に優れるとともに、板厚全体にわたって継手靭性および継手加工性に優れ、かつ、溶接性にも優れる高張力鋼板を提供することができる。本発明の高張力鋼板は、海洋構造物、圧力容器、ペンストック、橋梁、トンネルなどの鋼構造物用として好適に用いることができる。 According to the present invention, it is possible to provide a high-strength steel plate which is excellent in mechanical properties at a plate thickness of 1/2 position, is excellent in joint toughness and joint workability over the entire plate thickness, and is also excellent in weldability. The high-strength steel plate of the present invention can be suitably used for steel structures such as marine structures, pressure vessels, penstocks, bridges, and tunnels.
以下、本発明の実施形態について具体的に説明する。なお、以下の説明は、本発明の好適な実施形態を示すものであって、本発明はこれに限定されない。 Hereinafter, embodiments of the present invention will be specifically described. The following description shows a preferred embodiment of the present invention, and the present invention is not limited thereto.
[成分組成]
本発明の高張力鋼板、および前記高張力鋼板の製造に用いる鋼素材は、上述した成分組成を有する必要がある。以下、前記成分組成に含まれる各成分について説明する。なお、特に断らない限り、各成分の含有量を表す「%」は、「質量%」を意味する。
[Ingredient composition]
The high-strength steel plate of the present invention and the steel material used for producing the high-strength steel plate need to have the above-mentioned composition. Hereinafter, each component contained in the component composition will be described. Unless otherwise specified, "%" representing the content of each component means "mass%".
C:0.02〜0.12%
Cは、鋼の強度を増加させ、構造用鋼材として必要な強度を確保する効果を有する元素である。前記効果を得るために、C含有量を0.02%以上とする。C含有量は、0.05%以上とすることが好ましい。一方、C含有量が0.12%を超えると、溶接性が低下する。そのため、C含有量は0.12%以下とする。
C: 0.02 to 0.12%
C is an element having the effect of increasing the strength of steel and ensuring the strength required as a structural steel material. In order to obtain the above effect, the C content is set to 0.02% or more. The C content is preferably 0.05% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.12%, the weldability is lowered. Therefore, the C content is set to 0.12% or less.
Si:0.01〜0.50%
Siは、脱酸材として機能するとともに、母材強度を高める効果を有する元素である。前記効果を得るために、Si含有量を0.01%以上とする。一方、Si含有量が0.50%を超えると、島状マルテンサイトの生成が促進され、靭性や溶接性が低下する。そのため、Si含有量を0.50%以下とする。Si含有量は0.35%以下とすることが好ましい。
Si: 0.01-0.50%
Si is an element that functions as a deoxidizing material and has an effect of increasing the strength of the base material. In order to obtain the above effect, the Si content is set to 0.01% or more. On the other hand, when the Si content exceeds 0.50%, the formation of island-shaped martensite is promoted, and the toughness and weldability are lowered. Therefore, the Si content is set to 0.50% or less. The Si content is preferably 0.35% or less.
Mn:0.5〜2.0%
Mnは、焼き入れ性を上げて鋼の強度・靱性を増加させる効果を有する元素である。母材の引張強さを確保するためには、Mn含有量を0.5%以上とする必要がある。Mn含有量は0.8%以上とすることが好ましい。一方、Mn含有量が2.0%を超えると、母材の靭性が著しく劣化する。そのため、Mn含有量は2.0%以下とする。Mn含有量は1.8%以下とすることが好ましい。
Mn: 0.5-2.0%
Mn is an element having the effect of increasing hardenability and increasing the strength and toughness of steel. In order to secure the tensile strength of the base metal, the Mn content needs to be 0.5% or more. The Mn content is preferably 0.8% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 2.0%, the toughness of the base metal is significantly deteriorated. Therefore, the Mn content is set to 2.0% or less. The Mn content is preferably 1.8% or less.
P:0.015%以下
Pは、母材の低温靭性を劣化させる元素である。Pは中心偏析しやすく板厚中心部における母材鋼板の靱性を劣化させるため、できるだけ低減することが望ましい。そのため、P含有量は0.015%以下とする。一方、P含有量の下限については限定されず、0%であってもよい。しかし、過度の低P化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、0.001%以上とすることが好ましい。
P: 0.015% or less P is an element that deteriorates the low temperature toughness of the base metal. Since P tends to segregate at the center and deteriorates the toughness of the base steel sheet at the center of the plate thickness, it is desirable to reduce it as much as possible. Therefore, the P content is set to 0.015% or less. On the other hand, the lower limit of the P content is not limited and may be 0%. However, excessively low P causes an increase in refining time and an increase in cost, so it is preferably 0.001% or more.
S:0.0020%以下
Sは、母材の低温靭性および内質を劣化させる元素であり、できるだけ低減することが望ましい。S含有量が0.0020%を超えると、低温靭性および内質が劣化するため、S含有量は0.0020%以下とする。一方、S含有量の下限については限定されず、0%であってもよい。しかし、過度の低S化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、0.0001%以上とすることが好ましい。
S: 0.0020% or less S is an element that deteriorates the low temperature toughness and internal quality of the base material, and it is desirable to reduce it as much as possible. If the S content exceeds 0.0020%, the low temperature toughness and the internal quality deteriorate, so the S content is set to 0.0020% or less. On the other hand, the lower limit of the S content is not limited and may be 0%. However, excessively low S causes an increase in refining time and an increase in cost, so it is preferably 0.0001% or more.
Al:0.005〜0.10%
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、高張力鋼の溶鋼脱酸プロセスにおいて、もっとも汎用的に使われる。前記効果を得るために、Al含有量は0.005%以上とする。Al含有量は、0.010%以上とすることが好ましい。一方、Al含有量が0.10%を超えると、母材の靭性が低下する。そのため、Al含有量は0.10%以下とする。Al含有量は0.07%以下とすることが好ましい。
Al: 0.005-0.10%
Al is an element that acts as an antacid and is most commonly used in the molten steel deoxidation process for high-strength steel. In order to obtain the above effect, the Al content is 0.005% or more. The Al content is preferably 0.010% or more. On the other hand, when the Al content exceeds 0.10%, the toughness of the base metal decreases. Therefore, the Al content is set to 0.10% or less. The Al content is preferably 0.07% or less.
Ni:0.01〜5.00%
Niは、高靭性を保ちつつ強度を増加させることが可能な元素である。前記効果を得るために、Ni含有量を0.01%以上とする。Ni含有量は0.10%以上とすることが好ましく、0.20%以上とすることがより好ましい。一方、Ni含有量が5.00%を超えると、添加効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなるため、経済的に不利となる。そのため、Ni含有量を5.00%以下とする。
Ni: 0.01-5.00%
Ni is an element capable of increasing strength while maintaining high toughness. In order to obtain the above effect, the Ni content is set to 0.01% or more. The Ni content is preferably 0.10% or more, and more preferably 0.20% or more. On the other hand, if the Ni content exceeds 5.00%, the addition effect is saturated and an effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous. Therefore, the Ni content is set to 5.00% or less.
Mo:0.01〜1.00%
Moは、鋼の強度向上に寄与する元素である。前記効果を得るために、Mo含有量を0.01%以上とする。Mo含有量は0.05%以上とすることが好ましい。一方、Mo含有量が1.00%を超えると靭性が劣化する。そのため、Mo含有量は1.00%以下とする。
Mo: 0.01-1.00%
Mo is an element that contributes to improving the strength of steel. In order to obtain the above effect, the Mo content is set to 0.01% or more. The Mo content is preferably 0.05% or more. On the other hand, if the Mo content exceeds 1.00%, the toughness deteriorates. Therefore, the Mo content is set to 1.00% or less.
Ti:0.005〜0.030%
Tiは、Nとの親和力が強く、凝固時にTiNとして析出する。高温でも安定なTiNのピンニング効果により、溶接熱影響部でのオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制することで、溶接熱影響部の靭性を向上させることができる。前記効果を得るために、Ti含有量を0.005%以上とする必要がある。Ti含有量は0.006%以上とすることが好ましい。一方、Ti含有量が0.030%を超えると、TiN粒子が粗大化し、オーステナイト粒の粗大化抑制効果が飽和する。そのため、Ti含有量は0.030%以下とする。Ti含有量は0.025%以下とすることが好ましい。
Ti: 0.005 to 0.030%
Ti has a strong affinity for N and precipitates as TiN during solidification. The toughness of the weld heat-affected zone can be improved by suppressing the coarsening of austenite crystal grains in the weld heat-affected zone due to the TiN pinning effect that is stable even at high temperatures. In order to obtain the above effect, the Ti content needs to be 0.005% or more. The Ti content is preferably 0.006% or more. On the other hand, when the Ti content exceeds 0.030%, the TiN particles are coarsened, and the effect of suppressing the coarsening of the austenite particles is saturated. Therefore, the Ti content is set to 0.030% or less. The Ti content is preferably 0.025% or less.
B:0.0003〜0.0030%
Bは、焼入れ性を向上させることにより、鋼の強度を向上させる作用を有する元素である。前記効果を得るために、B含有量を0.0003%以上とする。一方、B含有量が0.0030%を超えると、焼入れ性が過度に高くなり、母材の靭性および溶接性が低下する。そのため、B含有量を0.0030%以下とする。B含有量は0.0020%以下とすることが好ましい。
B: 0.0003 to 0.0030%
B is an element having an action of improving the strength of steel by improving hardenability. In order to obtain the above effect, the B content is set to 0.0003% or more. On the other hand, when the B content exceeds 0.0030%, the hardenability becomes excessively high, and the toughness and weldability of the base metal decrease. Therefore, the B content is set to 0.0030% or less. The B content is preferably 0.0020% or less.
N:0.0015〜0.0065%
Nは、Tiと結合して炭窒化物を析出形成し、オーステナイト粒の粗大化を抑制して母材靱性および継手部の靱性を向上させる。前記効果を得るために、N含有量を0.0015%以上とする。N含有量は、0.0030%以上とすることが好ましい。一方、N含有量が0.0065%を超えると、固溶N量の増加により、母材および溶接部靭性が著しく低下する。そのため、N含有量は0.0065%以下とする。N含有量は0.0060%以下とすることが好ましい。
N: 0.0015 to 0.0065%
N combines with Ti to precipitate and form a carbonitride, suppresses coarsening of austenite grains, and improves the toughness of the base metal and the toughness of the joint portion. In order to obtain the above effect, the N content is set to 0.0015% or more. The N content is preferably 0.0030% or more. On the other hand, when the N content exceeds 0.0065%, the toughness of the base metal and the welded portion is remarkably lowered due to the increase in the solid solution N content. Therefore, the N content is set to 0.0065% or less. The N content is preferably 0.0060% or less.
Ca:0.0001〜0.0050%
Caは、母材の靭性を向上させるだけでなく内質劣化の原因となるSを固定し、所期の内質を得るために有効な元素である。前記効果を得るために、Ca含有量を0.0001%以上とする。Ca含有量は0.0010%以上とすることが好ましい。一方、Ca含有量が0.0050%を超えると、Ca系の介在物が過剰となり、かえって低温靱性等の劣化を招く。そのため、Ca含有量は0.0050%以下とする。
Ca: 0.0001 to 0.0050%
Ca is an element that not only improves the toughness of the base metal, but also fixes S, which causes deterioration of the internal quality, and is effective for obtaining the desired internal quality. In order to obtain the above effect, the Ca content is set to 0.0001% or more. The Ca content is preferably 0.0010% or more. On the other hand, if the Ca content exceeds 0.0050%, Ca-based inclusions become excessive, which in turn causes deterioration of low temperature toughness and the like. Therefore, the Ca content is set to 0.0050% or less.
本発明の一実施形態においては、高張力鋼板は、上記各元素と、残部のFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する。 In one embodiment of the present invention, the high-strength steel sheet has a component composition consisting of each of the above elements, the balance Fe, and unavoidable impurities.
また、本発明の他の実施形態においては、上記成分組成が、任意に、Cu、Cr、Nb、およびVからなる群より選択される1または2以上を、以下に述べる量でさらに含有することができる。 Further, in another embodiment of the present invention, the above-mentioned component composition further contains 1 or 2 or more selected from the group consisting of Cu, Cr, Nb, and V in the amounts described below. Can be done.
Cu:1.50%以下
Cuは、Niと同様、高靭性を保ちつつ強度を増加させることが可能な元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、Cu含有量が1.50%を超えると熱間脆性を生じて鋼板の表面性状が劣化する。そのため、Cuを含有する場合、Cu含有量は1.50%以下とする。Cu含有量は0.70%以下とすることが好ましい。一方、Cu含有量の下限は限定されないが、より高いCuの添加効果を得るという観点からは、Cu含有量を0.01%以上とすることが好ましく、0.10%以上とすることがより好ましく、0.20%以上とすることがさらに好ましい。
Cu: 1.50% or less Cu is an element capable of increasing the strength while maintaining high toughness, like Ni, and can be arbitrarily contained depending on the desired strength. However, if the Cu content exceeds 1.50%, hot brittleness occurs and the surface properties of the steel sheet deteriorate. Therefore, when Cu is contained, the Cu content is 1.50% or less. The Cu content is preferably 0.70% or less. On the other hand, the lower limit of the Cu content is not limited, but from the viewpoint of obtaining a higher effect of adding Cu, the Cu content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.10% or more. It is preferably 0.20% or more, and more preferably 0.20% or more.
Cr:2.00%以下
Crは、鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、Cr含有量が2.00%を超えると靭性が劣化するため、Crを含有する場合、Cr含有量を2.00%以下とする。一方、Cr含有量の下限は限定されないが、より高いCrによる強度向上効果を得るという観点からは、Cr含有量を0.05%以上とすることが好ましい。
Cr: 2.00% or less Cr is an element that contributes to improving the strength of steel, and can be arbitrarily contained depending on the desired strength. However, if the Cr content exceeds 2.00%, the toughness deteriorates. Therefore, when Cr is contained, the Cr content is set to 2.00% or less. On the other hand, although the lower limit of the Cr content is not limited, the Cr content is preferably 0.05% or more from the viewpoint of obtaining a higher strength improving effect by Cr.
Nb:0.10%以下
Nbは、Cr、Moと同様、鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、Nb含有量が0.10%を超えると母材靭性が劣化するため、Nbを含有する場合、Nb含有量を0.10%以下とする。一方、Nb含有量の下限は限定されないが、より高いNbによる強度向上効果を得るという観点からは、Nb含有量を0.005%以上とすることが好ましい。
Nb: 0.10% or less Nb, like Cr and Mo, is an element that contributes to improving the strength of steel, and can be arbitrarily contained depending on the desired strength. However, if the Nb content exceeds 0.10%, the toughness of the base metal deteriorates. Therefore, when Nb is contained, the Nb content is set to 0.10% or less. On the other hand, although the lower limit of the Nb content is not limited, the Nb content is preferably 0.005% or more from the viewpoint of obtaining a higher strength improving effect by Nb.
V:0.20%以下
Vは、Cr、Mo、Nbと同様、鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、V含有量が0.20%を超えると靭性が劣化するため、Vを含有する場合、V含有量を0.20%以下とする。一方、V含有量の下限は限定されないが、より高いVによる強度向上効果を得るという観点からは、V含有量を0.01%以上とすることが好ましい。
V: 0.20% or less V is an element that contributes to improving the strength of steel, like Cr, Mo, and Nb, and can be arbitrarily contained depending on the desired strength. However, if the V content exceeds 0.20%, the toughness deteriorates. Therefore, when V is contained, the V content is set to 0.20% or less. On the other hand, the lower limit of the V content is not limited, but the V content is preferably 0.01% or more from the viewpoint of obtaining the strength improving effect by higher V.
本発明の他の実施形態においては、上記成分組成が、任意に、REM(希土類金属)およびMgの一方または両方をさらに含有することができる。 In another embodiment of the present invention, the component composition can optionally further contain one or both of REM (rare earth metal) and Mg.
REM:0.02%以下
REMは、Caと同様に靭性向上効果を有しており、所望する特性に応じて任意に含有できる。しかし、REM含有量が0.02%を超えると、添加効果が飽和するため、REMを含有する場合、REM含有量を0.02%以下とする。一方、REM含有量の下限は限定されないが、より高いREMによる靭性向上効果を得るという観点からは、REM含有量を0.002%以上とすることが好ましい。
REM: 0.02% or less REM has a toughness improving effect like Ca, and can be arbitrarily contained depending on desired properties. However, if the REM content exceeds 0.02%, the addition effect is saturated. Therefore, when the REM is contained, the REM content is set to 0.02% or less. On the other hand, the lower limit of the REM content is not limited, but the REM content is preferably 0.002% or more from the viewpoint of obtaining a toughness improving effect by a higher REM.
Mg:0.005%以下
Mgは、Caと同様に結晶粒を微細化することによって靭性を向上させる効果を有する元素であり、所望する特性に応じて任意に含有できる。しかし、Mg含有量が0.005%を超えると、添加効果が飽和するため、Mgを含有する場合、Mg含有量を0.005%以下とする。一方、Mg含有量の下限は限定されないが、より高いMgによる靭性向上効果を得るという観点からは、Mg含有量を0.001%以上とすることが好ましい。
Mg: 0.005% or less Mg is an element having an effect of improving toughness by refining crystal grains like Ca, and can be arbitrarily contained according to desired properties. However, if the Mg content exceeds 0.005%, the addition effect is saturated. Therefore, when Mg is contained, the Mg content is set to 0.005% or less. On the other hand, the lower limit of the Mg content is not limited, but from the viewpoint of obtaining a higher toughness improving effect by Mg, the Mg content is preferably 0.001% or more.
Pcm≦0.30
本発明においては、さらに上記成分組成が、Pcm≦0.30の条件を満たす必要がある。ここで、Pcmは溶接性の指標であり、下記(1)式で定義される。Pcmが0.30を超えると溶接性を確保することができない。
Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B…(1)
(ただし、上記(1)式における元素記号は、質量%単位で表した、前記高張力鋼板における各元素の含有量であり、当該元素が含有されない場合にはゼロとする)
Pcm ≤ 0.30
In the present invention, the component composition further needs to satisfy the condition of Pcm ≦ 0.30. Here, Pcm is an index of weldability and is defined by the following equation (1). If the Pcm exceeds 0.30, weldability cannot be ensured.
Pcm = C + Si / 30 + Mn / 20 + Cu / 20 + Ni / 60 + Cr / 20 + Mo / 15 + V / 10 + 5B ... (1)
(However, the element symbol in the above formula (1) is the content of each element in the high-strength steel plate expressed in mass% units, and if the element is not contained, it is set to zero).
PS,Ca≦0.0010
本発明においては、さらに上記成分組成が、PS,Ca≦0.0010の条件を満たす必要がある。ここで、PS,Caは下記(2)式で定義される。CaによってSを固定し、さらにMnSを低減する効果を得るために、上記条件を満足するようにCa含有量とS含有量を調整する。PS,Caが0.0010を超えると、固溶Sが過剰となるため内質が劣化する。
PS,Ca=S−Ca×32/40…(2)
(ただし、上記(2)式における元素記号は、質量%単位で表した、前記高張力鋼板における各元素の含有量であり、当該元素が含有されない場合にはゼロとする)
PS, Ca ≤ 0.0010
In the present invention, the above-mentioned component composition further needs to satisfy the condition of PS , Ca ≤ 0.0010. Here , PS and Ca are defined by the following equation (2). In order to fix S with Ca and further obtain the effect of reducing MnS, the Ca content and the S content are adjusted so as to satisfy the above conditions. If PS and Ca exceed 0.0010, the solid solution S becomes excessive and the internal quality deteriorates.
PS , Ca = S-Ca × 32/40 ... (2)
(However, the element symbol in the above formula (2) is the content of each element in the high-strength steel plate expressed in mass% units, and if the element is not contained, it is set to zero).
[ミクロ組織]
本発明の高張力鋼板は、ベイナイトとマルテンサイトの合計の面積率が95%以上であり、かつ、旧オーステナイトの平均粒径が40μm以下である板厚1/2位置におけるミクロ組織を有する。以下に前記ミクロ組織の限定理由を説明する。
[Micro tissue]
The high-strength steel plate of the present invention has a microstructure at a plate thickness 1/2 position where the total area ratio of bainite and martensite is 95% or more and the average particle size of the former austenite is 40 μm or less. The reasons for limiting the microstructure will be described below.
ベイナイトおよびマルテンサイトの合計の面積率:95%以上
本発明では、所望の母材強度と靭性を得るために、板厚1/2位置における、ミクロ組織全体に対するベイナイトとマルテンサイトの合計面積率を、95%以上とする。前記合計面積率が95%未満では強度および靱性の確保が困難となる。前記合計面積率の上限は特に限定されず、100%であってよい。なお、前記合計面積率が上記条件を満たしていれば、ミクロ組織の残部にフェライトなど他の組織を含有することも許容される。ここで、上記面積率には、ベイナイト中の島状マルテンサイトおよびセメンタイトの面積、マルテンサイト中のセメンタイトの面積は含まない。なお、前記ミクロ組織は、ベイナイトおよびマルテンサイトの合計の面積率が95%以上であれば、ベイナイトとマルテンサイトの個々の面積率は特に限定されない。しかし、前記ミクロ組織は、ベイナイトを必須の組織として含むことが好ましい。
Total area ratio of bainite and martensite: 95% or more In the present invention, in order to obtain the desired base material strength and toughness, the total area ratio of bainite and martensite with respect to the entire microstructure at the plate thickness 1/2 position is used. , 95% or more. If the total area ratio is less than 95%, it becomes difficult to secure strength and toughness. The upper limit of the total area ratio is not particularly limited and may be 100%. If the total area ratio satisfies the above conditions, it is permissible for the balance of the microstructure to contain another structure such as ferrite. Here, the area ratio does not include the area of island-shaped martensite and cementite in bainite and the area of cementite in martensite. In the microstructure, as long as the total area ratio of bainite and martensite is 95% or more, the individual area ratios of bainite and martensite are not particularly limited. However, the microstructure preferably contains bainite as an essential structure.
また、本発明の高張力鋼板は、板厚方向の全体にわたって、ベイナイトとマルテンサイトの合計の面積率が95%以上であり、かつ、旧オーステナイトの平均粒径が40μm以下であるミクロ組織を有することが好ましい。ただし、通常、板厚1/2位置のミクロ組織が前記条件を満たしていれば、板厚方向全体のミクロ組織が前記条件を満たしている。これは、高張力鋼板の製造工程において、板厚1/2位置が最も冷却速度が遅く、したがって、最も焼きが入りにくいためである。なお、ここで「板厚方向の全体」には、極表層(鋼板表面から深さ1mmまでの層)を含まないものとする。鋼板の表面は脱炭の影響を受けるため、極表層のミクロ組織はそれ以外の部分と異なる場合がある。しかし、前記極表層のミクロ組織が鋼板の特性に及ぼす影響は無視することができる。 Further, the high-strength steel plate of the present invention has a microstructure in which the total area ratio of bainite and martensite is 95% or more and the average particle size of the former austenite is 40 μm or less over the entire thickness direction. Is preferable. However, normally, if the microstructure at the plate thickness 1/2 position satisfies the above condition, the entire microstructure in the plate thickness direction satisfies the above condition. This is because, in the manufacturing process of the high-strength steel plate, the cooling rate is the slowest at the position where the plate thickness is 1/2, and therefore, it is the most difficult to harden. Here, it is assumed that the "whole in the plate thickness direction" does not include the polar surface layer (layer from the surface of the steel plate to a depth of 1 mm). Since the surface of the steel sheet is affected by decarburization, the microstructure of the polar surface may be different from the other parts. However, the influence of the microstructure of the polar surface layer on the characteristics of the steel sheet can be ignored.
旧オーステナイトの平均粒径:40μm以下
旧オーステナイトの平均粒径が40μmを超えると、母材の組織が粗大となり、所望の低温靱性が得られなくなる。そのため、本発明では母材の低温靱性を確保するために、板厚1/2位置での旧オーステナイトの平均粒径を40μm以下とする。一方、前記平均粒径の下限は特に限定されないが、10μm未満であると圧延時の製造負荷が高くなる。そのため、前記平均粒径は10μm以上とすることが好ましい。
Average particle size of the former austenite: 40 μm or less When the average particle size of the former austenite exceeds 40 μm, the structure of the base metal becomes coarse and the desired low temperature toughness cannot be obtained. Therefore, in the present invention, in order to secure the low temperature toughness of the base material, the average particle size of the old austenite at the plate thickness 1/2 position is set to 40 μm or less. On the other hand, the lower limit of the average particle size is not particularly limited, but if it is less than 10 μm, the manufacturing load at the time of rolling increases. Therefore, the average particle size is preferably 10 μm or more.
[介在物]
さらに、本発明の高張力鋼板はCa系介在物を含有する。ここで、Ca系介在物は、Sを含有し、かつFeを除いた元素におけるCaの質量分率が5%以上である介在物として定義される。
[Intervention]
Further, the high-strength steel plate of the present invention contains Ca-based inclusions. Here, the Ca-based inclusions are defined as inclusions containing S and having a mass fraction of Ca of 5% or more in the elements excluding Fe.
分布密度:0個/mm2超、100個/mm2未満
Sは中心偏析しやすい元素である。そして、本発明ではCaによりSを固定するため、Ca系介在物は板厚中央部により多く分布する。板厚1/2位置におけるCa系介在物の分布密度が100個/mm2以上であると低温靱性の劣化を招く。そのため、板厚1/2位置における前記Ca系介在物の分布密度を0個/mm2超、100個/mm2未満とする。
Distribution Density: 0 / mm 2 greater, less than 100 pieces / mm 2 S is the center easily segregated elements. Since S is fixed by Ca in the present invention, Ca-based inclusions are more distributed in the central portion of the plate thickness. If the distribution density of Ca-based inclusions at the plate thickness 1/2 position is 100 pieces / mm 2 or more, the low temperature toughness deteriorates. Therefore, the distribution density of the Ca-based inclusions at the position of 1/2 of the plate thickness is set to more than 0 pieces / mm 2 and less than 100 pieces / mm 2.
平均円相当径:2.0μm未満
板厚1/2位置における前記Ca系介在物の平均円相当径が2.0μm以上であると、低温靱性が劣化する。そのため、板厚1/2位置における前記Ca系介在物の平均円相当径を2.0μm未満とする。一方、前記平均円相当径の下限は特に限定されないが、0.2μm以上とすることが好ましい。
Average circle equivalent diameter: less than 2.0 μm When the average circle equivalent diameter of the Ca-based inclusions at the plate thickness 1/2 position is 2.0 μm or more, the low temperature toughness deteriorates. Therefore, the average circle-equivalent diameter of the Ca-based inclusions at the plate thickness 1/2 position is set to less than 2.0 μm. On the other hand, the lower limit of the average circle equivalent diameter is not particularly limited, but is preferably 0.2 μm or more.
[板厚]
本発明の高張力鋼板の板厚は特に限定されず、任意の厚さとすることができるが、6mm以上100mm以下とすることが好ましい。
[Plate thickness]
The thickness of the high-strength steel sheet of the present invention is not particularly limited and may be any thickness, but it is preferably 6 mm or more and 100 mm or less.
[機械的特性]
(降伏強さ)
本発明の高張力鋼板の降伏強さ(YP)は、特に限定されず任意の値とすることができるが、板厚1/2位置における降伏強さを700MPa以上とすることが好ましい。なお、前記降伏強さは、実施例に記載した方法で測定することができる。
[Mechanical characteristics]
(Yield strength)
The yield strength (YP) of the high-strength steel sheet of the present invention is not particularly limited and can be any value, but the yield strength at the position where the plate thickness is 1/2 is preferably 700 MPa or more. The yield strength can be measured by the method described in Examples.
(引張強さ)
本発明の高張力鋼板の引張強さ(TS)は、特に限定されず任意の値とすることができるが、板厚1/2位置における引張強さを780MPa以上とすることが好ましい。なお、前記引張強さは、実施例に記載した方法で測定することができる。
(Tensile strength)
The tensile strength (TS) of the high-tensile steel sheet of the present invention is not particularly limited and can be any value, but the tensile strength at the position where the plate thickness is 1/2 is preferably 780 MPa or more. The tensile strength can be measured by the method described in Examples.
(靱性)
本発明の高張力鋼板の靱性は、特に限定されず任意の値とすることができるが、板厚1/2位置における、−40℃でのシャルピー吸収エネルギーvE−40を100J以上とすることが好ましい。前記シャルピー吸収エネルギーは、実施例に記載した方法で測定することができる。
(Toughness)
The toughness of the high-strength steel plate of the present invention is not particularly limited and can be any value, but the Charpy absorption energy vE- 40 at −40 ° C. at the plate thickness 1/2 position may be 100 J or more. preferable. The Charpy absorbed energy can be measured by the method described in Examples.
(継手靱性)
本発明の高張力鋼板の継手靱性は、特に限定されず任意の値とすることができるが、溶接部の板厚1/2位置における、−40℃でのシャルピー吸収エネルギーvE−40と、溶接部の板厚1/4位置における、−40℃でのシャルピー吸収エネルギーvE−40の両者を、100J以上とすることが好ましい。前記溶接部のシャルピー吸収エネルギーは、実施例に記載した方法で測定することができる。
(Joint toughness)
The joint toughness of the high-strength steel plate of the present invention is not particularly limited and can be any value, but it is welded with Charpy absorption energy vE- 40 at -40 ° C at the position of 1/2 of the plate thickness of the welded portion. It is preferable that both of the Charpy absorption energy vE-40 at −40 ° C. at the position of 1/4 of the plate thickness of the portion are 100 J or more. The Charpy absorption energy of the welded portion can be measured by the method described in the examples.
(溶接性)
特に限定はされないが、JIS Z 3158に定められたy形溶接割れ試験における最低予熱温度を100℃以下とすることが好ましい。なお、前記最低予熱温度は、実施例に記載した方法で測定することができる。
(Weldability)
Although not particularly limited, it is preferable that the minimum preheating temperature in the y-shaped weld crack test defined in JIS Z 3158 is 100 ° C. or lower. The minimum preheating temperature can be measured by the method described in Examples.
[製造方法]
次に、本発明の一実施形態における高張力鋼板の製造方法について説明する。なお、以下の説明においては、特に断らない限り、温度は板厚1/2位置の温度を指すものとする。板厚1/2位置の温度は、放射温度計で測定した鋼板表面温度から、伝熱計算により求めることができる。
[Production method]
Next, a method for manufacturing a high-strength steel sheet according to an embodiment of the present invention will be described. In the following description, unless otherwise specified, the temperature refers to the temperature at the position where the plate thickness is 1/2. The temperature at the position where the plate thickness is 1/2 can be obtained by heat transfer calculation from the surface temperature of the steel plate measured by the radiation thermometer.
本発明の高張力鋼板は、上述した成分組成を有する鋼素材に対して、次の(1)〜(6)の処理を特定の条件で順次施すことで製造することができる。以下、各工程について説明する。
(1)加熱
(2)熱間圧延
(3)再加熱
(4)再加熱温度での保持
(5)加速冷却
(6)焼戻し
The high-strength steel sheet of the present invention can be produced by sequentially applying the following treatments (1) to (6) under specific conditions to a steel material having the above-mentioned composition. Hereinafter, each step will be described.
(1) Heating (2) Hot rolling (3) Reheating (4) Holding at reheating temperature (5) Accelerated cooling (6) Tempering
(鋼素材)
上述した成分組成を有する鋼素材を熱間圧延して熱延鋼板とする。前記鋼素材の製造方法は、とくに限定されないが、例えば、上記した組成を有する溶鋼を常法により溶製し、鋳造して製造することができる。前記溶製は、転炉、電気炉、誘導炉等、任意の方法により行うことができる。また、前記鋳造は、生産性の観点から連続鋳造法で行うことが好ましいが、造塊−分解圧延法により行うこともできる。前記鋼素材としては、例えば、鋼スラブを用いることができる。
(Steel material)
A steel material having the above-mentioned composition is hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet. The method for producing the steel material is not particularly limited, and for example, molten steel having the above composition can be melted and cast by a conventional method. The melting can be carried out by any method such as a converter, an electric furnace, and an induction furnace. Further, the casting is preferably performed by a continuous casting method from the viewpoint of productivity, but it can also be performed by an ingot-decomposition rolling method. As the steel material, for example, a steel slab can be used.
(加熱工程)
前記鋼素材は、圧延に先立って加熱温度に加熱される。前記加熱は、鋳造などの方法によって得た鋼素材を一旦冷却した後に行ってもよく、また、得られた鋼素材を冷却することなく直接、前記加熱に供することもできる。
(Heating process)
The steel material is heated to a heating temperature prior to rolling. The heating may be performed after the steel material obtained by a method such as casting is once cooled, or the obtained steel material may be directly subjected to the heating without being cooled.
本発明において、前記加熱温度は900℃以上1250℃以下とする。加熱温度が900℃未満であると、鋼素材の変形抵抗が高いため、熱間圧延における圧延機への負荷が増大し、熱間圧延を行うことが困難となる。そのため、前記加熱温度は900℃以上とする。一方、前記加熱温度が1250℃より高いと、鋼の酸化が顕著となり、酸化によるロスが増大する結果、歩留まりが低下する。そのため、前記加熱温度は1250℃以下とする。 In the present invention, the heating temperature is 900 ° C. or higher and 1250 ° C. or lower. If the heating temperature is less than 900 ° C., the deformation resistance of the steel material is high, so that the load on the rolling mill in hot rolling increases, and hot rolling becomes difficult. Therefore, the heating temperature is set to 900 ° C. or higher. On the other hand, when the heating temperature is higher than 1250 ° C., the oxidation of the steel becomes remarkable, the loss due to the oxidation increases, and the yield decreases. Therefore, the heating temperature is set to 1250 ° C. or lower.
(熱間圧延工程)
次に、加熱された前記鋼素材を熱間圧延する。前記熱間圧延は、圧延温度が1000℃以上かつ圧延形状比が1.0以上かつ圧下率が15%以上の条件での1回以上の圧延を含み、かつ圧延終了温度が900℃以上である。
(Hot rolling process)
Next, the heated steel material is hot-rolled. The hot rolling includes one or more rolling under the conditions that the rolling temperature is 1000 ° C. or higher, the rolling shape ratio is 1.0 or higher, and the rolling reduction is 15% or higher, and the rolling end temperature is 900 ° C. or higher. ..
・内質改善圧延
上記熱間圧延工程においては、圧延温度が1000℃以上かつ圧延形状比が1.0以上かつ圧下率が15%以上の条件で、1回以上行う。前記圧延を行うことにより、鋼板内部まで変形を受け、その結果、低温靭性および内質を確保することができる。したがって、前記条件での圧延を、「内質改善圧延」ともいう。上記条件を満たす圧延が1回も行われない場合には、鋼板の内部欠陥や溶接欠陥を十分につぶすことができず、その結果、所望の継手加工性を得ることができない。なお、ここで圧延形状比とは、ロール接触弧長/平均板厚として定義される値である。
-Internal quality improvement rolling The hot rolling step is performed once or more under the conditions that the rolling temperature is 1000 ° C. or higher, the rolling shape ratio is 1.0 or higher, and the rolling reduction ratio is 15% or higher. By performing the rolling, the inside of the steel sheet is deformed, and as a result, low temperature toughness and internal quality can be ensured. Therefore, rolling under the above conditions is also referred to as "internal quality improvement rolling". If rolling that satisfies the above conditions is not performed even once, internal defects and welding defects of the steel sheet cannot be sufficiently crushed, and as a result, desired joint workability cannot be obtained. Here, the rolled shape ratio is a value defined as the roll contact arc length / average plate thickness.
・圧延終了温度:900℃以上
上記熱間圧延工程においては、鋼組織を板厚中心まで微細化するために、圧延終了温度を900℃以上とする。圧延終了温度が900℃未満の場合、オーステナイト未再結晶温度域での圧延となるため、粒径がばらついた混粒組織となりやすく、靱性が低下する。
-Rolling end temperature: 900 ° C. or higher In the hot rolling process, the rolling end temperature is set to 900 ° C. or higher in order to miniaturize the steel structure to the center of the plate thickness. When the rolling end temperature is less than 900 ° C., the rolling is performed in the austenite unrecrystallized temperature range, so that a mixed grain structure having various particle sizes is likely to occur, and the toughness is lowered.
なお、上記熱間圧延工程における累積圧下率は特に限定されないが、50%以上とすることが好ましい。累積圧下率が50%以上であれば、オーステナイト粒が細粒化し、母材の靭性をさらに向上させることができる。 The cumulative reduction rate in the hot rolling step is not particularly limited, but is preferably 50% or more. When the cumulative reduction rate is 50% or more, the austenite grains are made finer, and the toughness of the base metal can be further improved.
なお、上記熱間圧延において最終的に得られる熱延鋼板の板厚(最終的な高張力鋼板の板厚に等しい)は、特に限定されないが、上述したように6mm以上100mm以下とすることが好ましい。 The thickness of the hot-rolled steel sheet (equal to the final thickness of the high-strength steel sheet) finally obtained in the hot rolling is not particularly limited, but may be 6 mm or more and 100 mm or less as described above. preferable.
(再加熱工程)
次に、上記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を再加熱温度へ再加熱する。この再加熱処理により、熱延鋼板のフェライト組織がオーステナイトへ逆変態する。
(Reheating process)
Next, the hot-rolled steel sheet obtained in the hot rolling step is reheated to the reheating temperature. By this reheating treatment, the ferrite structure of the hot-rolled steel sheet is reverse-transformed into austenite.
再加熱温度:Ac3点〜1000℃
前記熱延鋼板をAc3点〜1000℃の再加熱温度に加熱することで、熱延鋼板の組織をオーステナイト組織とし、かつ細粒化および整粒化することができる。前記再加熱温度がAc3点未満では、熱延鋼板のフェライト組織がオーステナイトへ逆変態せず残存するため、所望の強度が得られない。また、再加熱温度が1000℃を超えると操業負荷が大きくなるだけでなく、オーステナイト粒が粗大化し、その結果、母材の靭性が低下する。なお、Ac3点は下記(3)式により求めることができる。
Ac3(℃)=937.2 - 436.5C+ 56Si - 19.7Mn - 16.3Cu - 26.6Ni - 4.9Cr + 38.1Mo+ 124.8V + 136.3Ti - 19.1Nb + 198.4Al + 3315B…(3)
ただし、上記(3)式中の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は0とする。
Reheating temperature: Ac 3 points to 1000 ° C
By heating the hot-rolled steel sheet to a reheating temperature of Ac 3 points to 1000 ° C., the structure of the hot-rolled steel sheet can be made into an austenite structure, and can be made finer and sized. If the reheating temperature is less than Ac3, the ferrite structure of the hot-rolled steel sheet does not reverse-transform to austenite and remains, so that the desired strength cannot be obtained. Further, when the reheating temperature exceeds 1000 ° C., not only the operating load increases, but also the austenite grains become coarse, and as a result, the toughness of the base metal decreases. The Ac3 points can be obtained by the following equation (3).
Ac3 (° C) = 937.2 --436.5C + 56Si --19.7Mn --16.3Cu --26.6Ni --4.9Cr + 38.1Mo + 124.8V + 136.3Ti --19.1Nb + 198.4Al + 3315B… (3)
However, the element symbol in the above formula (3) represents the content (mass%) of each element, and is set to 0 when the element is not contained.
(保持工程)
保持時間:10分以上
上記再加熱温度に到達した後、該再加熱温度に保持する。前記保持における保持時間が10分未満では、オーステナイト粒径のバラツキが大きくなる。そのため、前記保持時間は10分以上とする。
(Holding process)
Retention time: After reaching the reheating temperature for 10 minutes or more, the reheating temperature is maintained. If the holding time in the holding is less than 10 minutes, the variation in austenite particle size becomes large. Therefore, the holding time is set to 10 minutes or more.
上記再加熱および保持には、再加熱温度と保持時間を上記のとおり制御することできるものであれば、任意の加熱方法を用いることができる。加熱方法の一例としては、炉加熱が挙げられる。前記炉加熱には、特に限定されることなく、一般的な熱処理炉など、任意の加熱炉を用いることができる。 For the reheating and holding, any heating method can be used as long as the reheating temperature and holding time can be controlled as described above. An example of the heating method is furnace heating. The furnace heating is not particularly limited, and any heating furnace such as a general heat treatment furnace can be used.
(加速冷却工程)
上記保持が終了した後、加速冷却を行う。前記加速冷却を行うことにより、上記再加熱工程で逆変態したオーステナイトを、マルテンサイトとベイナイトに変態させる。
(Accelerated cooling process)
After the above holding is completed, accelerated cooling is performed. By performing the accelerated cooling, the austenite reversely transformed in the reheating step is transformed into martensite and bainite.
平均冷却速度:1〜200℃/s
上記加速冷却工程における平均冷却速度が1℃/s未満であると、所望の焼入れ組織(ベイナイトおよびマルテンサイト)が得られず、強度が低下する。そのため、前記平均冷却速度は1℃/s以上とする。一方、平均冷却速度が200℃/sより高いと、鋼板内の各位置における温度制御が困難となり、板幅方向や圧延方向に材質のばらつきが出やすくなり、その結果、引張特性などの材質上のばらつきが生じる。そのため、平均冷却速度を200℃/s以下とする。
Average cooling rate: 1-200 ° C / s
If the average cooling rate in the accelerated cooling step is less than 1 ° C./s, the desired hardened structure (bainite and martensite) cannot be obtained, and the strength is lowered. Therefore, the average cooling rate is set to 1 ° C./s or more. On the other hand, if the average cooling rate is higher than 200 ° C./s, it becomes difficult to control the temperature at each position in the steel sheet, and the material tends to vary in the plate width direction and the rolling direction. As a result, the material such as tensile characteristics Will vary. Therefore, the average cooling rate is set to 200 ° C./s or less.
上記加速冷却の冷却停止温度は特に限定されないが、200℃以下とすることが好ましい。 The cooling stop temperature of the accelerated cooling is not particularly limited, but is preferably 200 ° C. or lower.
(焼戻し工程)
次に、上記加速冷却後の熱延鋼板を、450℃〜Ac1変態点未満の焼戻し温度で焼戻す。前記焼戻し温度が450℃未満では、焼入れに伴う残留応力除去が十分ではなく、さらに残留応力の除去処理を施す必要がある。一方、前記焼戻し温度がAc1変態点を超えると、強度が大きく低下してしまう。なお、Ac1点は下記(4)式により求めることができる。
Ac1(℃)=750.8 - 26.6C+ 17.6Si - 11.6Mn - 22.9Cu - 23Ni + 24.1Cr + 22.5Mo- 39.7V - 5.7Ti + 232.4Nb - 169.4Al - 894.7B…(4)
ただし、上記(4)式中の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は0とする。
(Tempering process)
Next, the hot-rolled steel sheet after the accelerated cooling is tempered at a tempering temperature of 450 ° C. to less than the Ac1 transformation point. If the tempering temperature is less than 450 ° C., the residual stress removal due to quenching is not sufficient, and it is necessary to further perform the residual stress removal treatment. On the other hand, when the tempering temperature exceeds the Ac1 transformation point, the strength is greatly reduced. The Ac1 point can be obtained by the following equation (4).
Ac1 (℃) = 750.8 ―― 26.6C + 17.6Si ―― 11.6Mn ―― 22.9Cu ―― 23Ni + 24.1Cr + 22.5Mo- 39.7V ―― 5.7Ti + 232.4Nb ―― 169.4Al ―― 894.7B… (4)
However, the element symbol in the above formula (4) represents the content (mass%) of each element, and is set to 0 when the element is not contained.
表1に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法によって鋼素材としての鋼スラブ(厚さ:250mmまたは200mm)とした。なお、上述した(3)式よって求めたAc3変態点(℃)および(4)式によって求めたAc1変態点(℃)、およびPS,Caの値を表1に併記する。 The molten steel having the composition shown in Table 1 was melted in a converter to obtain a steel slab (thickness: 250 mm or 200 mm) as a steel material by a continuous casting method. Table 1 also shows the Ac3 transformation point (° C.) obtained by the above equation (3), the Ac1 transformation point (° C.) determined by the equation (4), and the values of PS and Ca.
前記鋼スラブに対し、熱間圧延を施して熱延鋼板とした。前記熱間圧延は、表2、3に示す条件で行った。なお、表2における「内質改善圧延のパス回数」とは、下記(a)〜(c)の条件をすべて満たす圧延の回数を意味する。
(a)圧延温度が1000℃以上
(b)圧延形状比が1.0以上
(c)圧下率が15%以上
The steel slab was hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet. The hot rolling was performed under the conditions shown in Tables 2 and 3. In addition, "the number of passes of internal quality improvement rolling" in Table 2 means the number of times of rolling which satisfies all the conditions (a) to (c) below.
(A) Rolling temperature is 1000 ° C or higher (b) Rolling shape ratio is 1.0 or higher (c) Reduction rate is 15% or higher
次いで、熱間圧延後の鋼板を、200℃まで空冷した。 Next, the hot-rolled steel sheet was air-cooled to 200 ° C.
次いで、前記鋼板に対して、表2、3に示した条件で再加熱処理および焼戻し処理を施した。前記再加熱には、熱処理炉を用いた。 Next, the steel sheet was reheated and tempered under the conditions shown in Tables 2 and 3. A heat treatment furnace was used for the reheating.
得られた高張力鋼板のそれぞれについて、ミクロ組織、Ca系介在物、機械的特性、継手靭性、継手加工性、および溶接性を評価した。評価結果を表4に示す。なお、前記評価は、以下に述べる方法で行った。 The microstructure, Ca-based inclusions, mechanical properties, joint toughness, joint workability, and weldability were evaluated for each of the obtained high-strength steel sheets. The evaluation results are shown in Table 4. The evaluation was carried out by the method described below.
(ミクロ組織)
得られた高張力鋼板から、板厚1/2位置が観察位置となるように、組織観察用の試験片を採取した。前記試験片を、圧延方向と垂直な断面が観察面となるよう樹脂に埋め、鏡面研磨した。次いで、ナイタール腐食を実施した後、倍率200倍の走査型電子顕微鏡(SEM)で観察して、板厚1/2位置における組織のSEM像を5視野撮影した。撮影されたSEM像を画像解析装置によって解析し、ベイナイトおよびマルテンサイト組織の合計面積率を求めた。
(Micro tissue)
From the obtained high-strength steel plate, test pieces for microstructure observation were collected so that the plate thickness 1/2 position was the observation position. The test piece was embedded in resin so that the cross section perpendicular to the rolling direction was the observation surface, and mirror-polished. Next, after performing nital corrosion, observation was performed with a scanning electron microscope (SEM) at a magnification of 200 times, and an SEM image of the structure at a plate thickness of 1/2 was photographed in five fields. The captured SEM image was analyzed by an image analyzer to determine the total area ratio of bainite and martensite tissues.
また、前記高張力鋼板から、板厚1/2位置が観察位置となるように、組織観察用の試験片を採取した。前記試験片を、圧延方向と垂直な断面が観察面となるよう樹脂に埋め、鏡面研磨した。次いで、ピクリン酸腐食を実施した後、倍率200倍のSEMで観察して、板厚1/2位置における組織のSEM像を撮影した。撮影された5視野分の画像を画像解析装置によって解析し、旧オーステナイトの粒径を平均円相当径として求めた。 Further, from the high-strength steel plate, test pieces for microstructure observation were collected so that the plate thickness 1/2 position was the observation position. The test piece was embedded in resin so that the cross section perpendicular to the rolling direction was the observation surface, and mirror-polished. Next, after carrying out picric acid corrosion, observation was performed with an SEM at a magnification of 200 times, and an SEM image of the structure at the position of 1/2 the plate thickness was taken. The images of the five visual fields taken were analyzed by an image analyzer, and the particle size of the old austenite was determined as the diameter corresponding to the average circle.
(Ca系介在物)
板厚1/2位置が観察位置となるように、組織観察用の試験片を採取した。前記試験片を、圧延方向と垂直な断面が観察面となるよう樹脂に埋め、鏡面研磨した。1mm×1mmの範囲で存在する介在物について、電子線マイクロアナライザー(EPMA)により、二次電子像を撮影した後、下記の条件でCa、S、O、Si、Al、MnおよびFeについて面分析を行い、Ca系介在物の平均円相当径と分布密度を求めた。
加速電圧:15kV、
照射電流:1×10−8A、
倍率:1000倍
(Ca-based inclusions)
A test piece for tissue observation was collected so that the plate thickness 1/2 position was the observation position. The test piece was embedded in resin so that the cross section perpendicular to the rolling direction was the observation surface, and mirror-polished. After taking a secondary electron image of inclusions existing in the range of 1 mm × 1 mm with an electron probe microanalyzer (EPMA), surface analysis of Ca, S, O, Si, Al, Mn and Fe is performed under the following conditions. The average circle-equivalent diameter and distribution density of Ca-based inclusions were determined.
Acceleration voltage: 15kV,
Irradiation current: 1 × 10-8 A,
Magnification: 1000 times
(機械的特性)
前記高張力鋼板の板厚1/2位置(1/2t)から、JIS4号引張試験片を採取した。前記引張試験片を用い、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施して、高張力鋼板の降伏強さ(YP)、引張強さ(TS)を評価した。
(Mechanical characteristics)
A JIS No. 4 tensile test piece was taken from the plate thickness 1/2 position (1 / 2t) of the high-strength steel plate. Using the above tensile test piece, a tensile test was carried out in accordance with the provisions of JIS Z 2241 to evaluate the yield strength (YP) and tensile strength (TS) of the high-strength steel sheet.
また、前記高張力鋼板の板厚1/2位置から、JIS Z 2202の規定に準拠してVノッチ試験片を採取した。前記Vノッチ試験片を用い、JIS Z 2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、−40℃におけるシャルピー吸収エネルギー(vE−40)を求め、母材靭性を評価した。 Further, a V-notch test piece was taken from the position of 1/2 of the thickness of the high-strength steel plate in accordance with the provisions of JIS Z 2202. Using the V-notch test piece, a Charpy impact test was carried out in accordance with JIS Z 2242 to determine the Charpy absorbed energy (vE-40 ) at −40 ° C., and the toughness of the base metal was evaluated.
なお、引張り強さ(TS)が780MPa以上、降伏強さ(YP)が700MPa以上、−40℃における吸収エネルギー(vE−40)が100J以上を合格とした。 The tensile strength (TS) was 780 MPa or more, the yield strength (YP) was 700 MPa or more, and the absorbed energy (vE- 40 ) at −40 ° C. was 100 J or more.
(継手靭性)
継手靭性を評価するために、以下の手順で溶接部のシャルピー吸収エネルギーを測定した。まず、高張力鋼板から採取した2枚の溶接用試験片に、X開先加工(開先角度60°)を施した後、入熱25kJ/cmのガスシールドメタルアーク溶接(GMAW)を行い、多層溶接継手を作製した。次いで、この継手の溶接部の板厚1/4位置および1/2位置のそれぞれから、ボンド部をVノッチ位置とするシャルピー試験片を各3本ずつ採取し、−40℃で吸収エネルギーvE−40を測定して平均値を求めた。なお、前記シャルピー吸収エネルギーが100J以上を合格とした。
(Joint toughness)
In order to evaluate the joint toughness, the Charpy absorbed energy of the weld was measured by the following procedure. First, two welding test pieces collected from a high-strength steel plate are subjected to X groove processing (groove angle 60 °), and then gas shield metal arc welding (GMAW) with a heat input of 25 kJ / cm is performed. A multi-layer welded joint was manufactured. Then, from each of the plate thickness 1/4 position and 1/2 position of the welding portion of the joint, taken Charpy test pieces bond portion with V notch position by the three, it absorbed energy vE at -40 ° C. - 40 was measured and the average value was calculated. The Charpy absorption energy of 100 J or more was regarded as acceptable.
(継手加工性)
上記方法で作製した継手を用いて、JIS Z3122に従い継手側曲げ試験を実施し、継手加工性を評価した。試験後、割れがないものを○(合格)、割れがあったものを×(不合格)とした。
(Joint workability)
Using the joint manufactured by the above method, a joint side bending test was carried out in accordance with JIS Z3122 to evaluate the joint workability. After the test, those without cracks were marked with ○ (pass), and those with cracks were marked with × (fail).
(溶接性)
溶接性を評価するために、JIS Z 3158に従いy形溶接割れ試験を実施した。溶接方法は入熱25kJ/cmのGMAWとし、最低予熱温度100℃以下を合格とした。
(Weldability)
In order to evaluate the weldability, a y-shaped weld crack test was carried out according to JIS Z 3158. The welding method was GMAW with a heat input of 25 kJ / cm, and a minimum preheating temperature of 100 ° C. or less was accepted.
表4に示す結果から分かるように、本発明の条件を満たす高張力鋼板は、いずれも、板厚1/2位置における引張強さ:780MPa以上、降伏強さ:700MPa以上、−40℃での吸収エネルギーvE−40:100J以上であり、板厚1/2位置における機械的特性に優れていた。さらに、本発明の条件を満たす高張力鋼板は、溶接部の板厚1/2位置と板厚1/4位置の両者において、シャルピー吸収エネルギーvE−40が100J以上であり、板厚中心部まで継手靭性にも優れていた。また、継手側曲げ試験でも割れが発生していない。そして、本発明の条件を満たす高張力鋼板は、y形溶接割れ試験における最低予熱温度が100℃以下であり、溶接性にも優れていた。一方、本発明の条件を満たさない鋼板は、板厚1/2位置における機械的特性、継手靭性、継手加工性、溶接性のうち、少なくとも1つの特性が劣っていた。 As can be seen from the results shown in Table 4, all of the high-strength steel sheets satisfying the conditions of the present invention have a tensile strength of 780 MPa or more, a yield strength of 700 MPa or more, and −40 ° C. at a plate thickness 1/2 position. Absorption energy vE- 40 : 100J or more, and excellent mechanical properties at the plate thickness 1/2 position. Further, the high-strength steel plate satisfying the condition of the present invention has a Charpy absorption energy vE- 40 of 100 J or more at both the plate thickness 1/2 position and the plate thickness 1/4 position of the welded portion, and reaches the center of the plate thickness. It also had excellent joint toughness. In addition, no cracks occurred in the joint side bending test. The high-strength steel plate satisfying the conditions of the present invention had a minimum preheating temperature of 100 ° C. or less in the y-shaped weld crack test and was excellent in weldability. On the other hand, the steel sheet that does not satisfy the conditions of the present invention is inferior in at least one of the mechanical properties, the joint toughness, the joint workability, and the weldability at the plate thickness 1/2 position.
Claims (6)
C :0.02〜0.12%、
Si:0.01〜0.50%、
Mn:0.5〜2.0%、
P :0.015%以下、
S :0.0020%以下、
Al:0.005〜0.10%、
Ni:0.01〜5.00%、
Mo:0.01〜1.00%、
Ti:0.005〜0.030%、
B :0.0003〜0.0030%、
N :0.0015〜0.0065%、および
Ca:0.0001〜0.0050%以下を含有し、
残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつ、
下記(1)式で定義されるPcmが0.30以下であり、
下記(2)式で定義されるPS,Caが0.0010以下である成分組成を有し、
ベイナイトとマルテンサイトの合計の面積率が95%以上であり、かつ、旧オーステナイトの平均粒径が40μm以下である板厚1/2位置におけるミクロ組織を有し、
Sを含有し、かつFeを除いた元素におけるCaの質量分率が5%以上である介在物として定義されるCa系介在物を含有し、
板厚1/2位置における前記Ca系介在物の分布密度が0個/mm2超、100個/mm2未満であり、かつ
板厚1/2位置における前記Ca系介在物の平均円相当径が2.0μm未満である、高張力鋼板。
Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B…(1)
PS,Ca=S−Ca×32/40…(2)
ただし、上記(1)、(2)式における元素記号は、質量%単位で表した、前記高張力鋼板における各元素の含有量であり、当該元素が含有されない場合にはゼロとする。 By mass%
C: 0.02 to 0.12%,
Si: 0.01-0.50%,
Mn: 0.5-2.0%,
P: 0.015% or less,
S: 0.0020% or less,
Al: 0.005 to 0.10%,
Ni: 0.01-5.00%,
Mo: 0.01-1.00%,
Ti: 0.005 to 0.030%,
B: 0.0003 to 0.0030%,
N: 0.0015 to 0.0065%, and Ca: 0.0001 to 0.0050% or less.
The balance consists of Fe and unavoidable impurities, and
The Pcm defined by the following equation (1) is 0.30 or less,
It has a component composition in which PS and Ca defined by the following equation (2) are 0.0010 or less.
It has a microstructure at the plate thickness 1/2 position where the total area ratio of bainite and martensite is 95% or more and the average particle size of old austenite is 40 μm or less.
It contains Ca-based inclusions defined as inclusions containing S and having a mass fraction of Ca of 5% or more in the element excluding Fe.
The distribution density of the Ca-based inclusions at the plate thickness 1/2 position is more than 0 pieces / mm 2 and less than 100 pieces / mm 2 , and the average circle equivalent diameter of the Ca-based inclusions at the plate thickness 1/2 position. High-strength steel plate with a diameter of less than 2.0 μm.
Pcm = C + Si / 30 + Mn / 20 + Cu / 20 + Ni / 60 + Cr / 20 + Mo / 15 + V / 10 + 5B ... (1)
PS , Ca = S-Ca × 32/40 ... (2)
However, the element symbol in the above formulas (1) and (2) is the content of each element in the high-strength steel plate expressed in mass% units, and is set to zero when the element is not contained.
Cu:1.50%以下、
Cr:2.00%以下、
Nb:0.10%以下、および
V :0.20%以下からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、請求項1に記載の高張力鋼板。 When the component composition is mass%,
Cu: 1.50% or less,
Cr: 2.00% or less,
The high-strength steel plate according to claim 1, further containing 1 or 2 or more selected from the group consisting of Nb: 0.10% or less and V: 0.20% or less.
REM:0.02%以下、および
Mg:0.005%以下の一方または両方をさらに含有する、請求項1または2に記載の高張力鋼板。 When the component composition is mass%,
The high-strength steel plate according to claim 1 or 2, further containing one or both of REM: 0.02% or less and Mg: 0.005% or less.
質量%で、
C :0.02〜0.12%、
Si:0.01〜0.50%、
Mn:0.5〜2.0%、
P :0.015%以下、
S :0.0020%以下、
Al:0.005〜0.10%、
Ni:0.01〜5.00%、
Mo:0.01〜1.00%、
Ti:0.005〜0.030%、
B :0.0003〜0.0030%、
N :0.0015〜0.0065%、および
Ca:0.0001〜0.0050%以下を含有し、
残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつ、
下記(1)式で定義されるPcmが0.30以下であり、
下記(2)式で定義されるPS,Caが0.0010以下である成分組成を有する鋼素材を900〜1250℃の加熱温度に加熱し、
加熱された前記鋼素材を熱間圧延して熱延鋼板とし、
前記熱延鋼板をAc3変態点〜1000℃の再加熱温度に再加熱し、
前記再加熱温度に10分以上保持し、
前記保持後の熱延鋼板を、平均冷却速度1〜200℃/sで加速冷却し、
前記加速冷却された熱延鋼板を、450℃〜Ac1変態点未満の焼戻し温度で焼戻し処理することを含み、
前記熱間圧延が、圧延温度が1000℃以上かつ圧延形状比が1.0以上かつ圧下率が15%以上の条件での1回以上の圧延を含み、かつ圧延終了温度が900℃以上であり、
前記高張力鋼板が、
ベイナイトとマルテンサイトの合計の面積率が95%以上であり、かつ、旧オーステナイトの平均粒径が40μm以下である板厚1/2位置におけるミクロ組織を有し、
Sを含有し、かつFeを除いた元素におけるCaの質量分率が5%以上である介在物として定義されるCa系介在物を含有し、
板厚1/2位置における前記Ca系介在物の分布密度が0個/mm 2 超、100個/mm 2 未満であり、かつ
板厚1/2位置における前記Ca系介在物の平均円相当径が2.0μm未満である、高張力鋼板の製造方法。
Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B…(1)
PS,Ca=S−Ca×32/40…(2)
ただし、上記(1)、(2)式における元素記号は、質量%単位で表した、前記高張力鋼板における各元素の含有量であり、当該元素が含有されない場合にはゼロとする。 A method for manufacturing high-strength steel sheets
By mass%
C: 0.02 to 0.12%,
Si: 0.01-0.50%,
Mn: 0.5-2.0%,
P: 0.015% or less,
S: 0.0020% or less,
Al: 0.005 to 0.10%,
Ni: 0.01-5.00%,
Mo: 0.01-1.00%,
Ti: 0.005 to 0.030%,
B: 0.0003 to 0.0030%,
N: 0.0015 to 0.0065%, and Ca: 0.0001 to 0.0050% or less.
The balance consists of Fe and unavoidable impurities, and
The Pcm defined by the following equation (1) is 0.30 or less,
A steel material having a component composition in which PS and Ca defined by the following equation (2) are 0.0010 or less is heated to a heating temperature of 900 to 1250 ° C.
The heated steel material is hot-rolled to form a hot-rolled steel sheet.
The hot-rolled steel sheet was reheated to an Ac3 transformation point to a reheating temperature of 1000 ° C.
Hold at the reheating temperature for 10 minutes or more,
The hot-rolled steel sheet after holding is accelerated and cooled at an average cooling rate of 1 to 200 ° C./s.
The accelerated cooled hot-rolled steel sheet is tempered at a tempering temperature of 450 ° C. to less than the Ac1 transformation point.
The hot rolling includes one or more rolling under the conditions that the rolling temperature is 1000 ° C. or higher, the rolling shape ratio is 1.0 or higher, and the rolling reduction is 15% or higher, and the rolling end temperature is 900 ° C. or higher. ,
The high-strength steel plate
It has a microstructure at the plate thickness 1/2 position where the total area ratio of bainite and martensite is 95% or more and the average particle size of old austenite is 40 μm or less.
It contains Ca-based inclusions defined as inclusions containing S and having a mass fraction of Ca of 5% or more in the element excluding Fe.
The distribution density of the Ca-based inclusions at the plate thickness 1/2 position is more than 0 pieces / mm 2 and less than 100 pieces / mm 2.
A method for producing a high-strength steel sheet, wherein the average circle-equivalent diameter of the Ca-based inclusions at the plate thickness 1/2 position is less than 2.0 μm.
Pcm = C + Si / 30 + Mn / 20 + Cu / 20 + Ni / 60 + Cr / 20 + Mo / 15 + V / 10 + 5B ... (1)
PS , Ca = S-Ca × 32/40 ... (2)
However, the element symbol in the above formulas (1) and (2) is the content of each element in the high-strength steel plate expressed in mass% units, and is set to zero when the element is not contained.
Cu:1.50%以下、
Cr:2.00%以下、
Nb:0.10%以下、および
V :0.20%以下からなる群より選択される1または2以上をさらに含有する、請求項4に記載の高張力鋼板の製造方法。 When the component composition is mass%,
Cu: 1.50% or less,
Cr: 2.00% or less,
The method for producing a high-strength steel sheet according to claim 4, further containing 1 or 2 or more selected from the group consisting of Nb: 0.10% or less and V: 0.20% or less.
REM:0.02%以下、および
Mg:0.005%以下の一方または両方をさらに含有する、請求項4または5に記載の高張力鋼板の製造方法。 When the component composition is mass%,
The method for producing a high-strength steel sheet according to claim 4 or 5, further containing one or both of REM: 0.02% or less and Mg: 0.005% or less.
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2018028947 | 2018-02-21 | ||
JP2018028947 | 2018-02-21 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2019143234A JP2019143234A (en) | 2019-08-29 |
JP6835054B2 true JP6835054B2 (en) | 2021-02-24 |
Family
ID=67772000
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2018204256A Active JP6835054B2 (en) | 2018-02-21 | 2018-10-30 | High-strength steel plate and its manufacturing method |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP6835054B2 (en) |
Family Cites Families (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR101716265B1 (en) * | 2013-03-15 | 2017-03-14 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | Thick, tough, high tensile strength steel plate and production method therefor |
JP5871109B1 (en) * | 2014-04-24 | 2016-03-01 | Jfeスチール株式会社 | Thick steel plate and manufacturing method thereof |
-
2018
- 2018-10-30 JP JP2018204256A patent/JP6835054B2/en active Active
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP2019143234A (en) | 2019-08-29 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
KR101119240B1 (en) | Weld steel pipe with excellent low-temperature toughness for high-strength line pipe and process for producing the same | |
KR101846759B1 (en) | Steel plate and method for manufacturing same | |
JP5425702B2 (en) | High-strength thick steel plate with excellent drop weight characteristics | |
WO2013145771A1 (en) | Low yield ratio high-strength steel plate having superior strain aging resistance, production method therefor, and high-strength welded steel pipe using same | |
EP2272994A1 (en) | High-tensile strength steel and manufacturing method thereof | |
KR102119561B1 (en) | Thick steel plate for structural pipes or tubes, method of producing thick steel plate for structural pipes or tubes, and structural pipes and tubes | |
WO2011142172A1 (en) | High-strength thick steel plate with excellent drop weight characteristics | |
KR102662624B1 (en) | Hot rolled steel sheets and welded joints, and their manufacturing methods | |
JP5034290B2 (en) | Low yield ratio high strength thick steel plate and method for producing the same | |
JP7236540B2 (en) | Steel material excellent in toughness of welded heat affected zone and method for producing the same | |
JP2012207237A (en) | 500 MPa YIELD STRENGTH THICK STEEL PLATE EXCELLENT IN TOUGHNESS IN MULTILAYER WELD ZONE AND PRODUCTION METHOD THEREOF | |
JP5045074B2 (en) | High tensile thin-walled steel sheet having low yield ratio and manufacturing method thereof | |
WO2014175122A1 (en) | H-shaped steel and method for producing same | |
JP3045856B2 (en) | Method for producing high toughness Cu-containing high tensile steel | |
JP2007177325A (en) | High tensile strength thick steel plate having low yield ratio and its production method | |
JP2005256037A (en) | Method for producing high strength-high toughness-thick steel plate | |
JP6086090B2 (en) | Non-tempered low yield ratio high tensile thick steel plate with excellent weld heat affected zone toughness and method for producing the same | |
JP2022510933A (en) | Steel materials with excellent hydrogen-induced crack resistance and their manufacturing methods | |
JP5151693B2 (en) | Manufacturing method of high-strength steel | |
JP7104370B2 (en) | Thick steel plate and its manufacturing method | |
KR101937005B1 (en) | Weld joint | |
JP7396507B2 (en) | Steel plate and its manufacturing method | |
JP2012188749A (en) | Thick steel plate with high toughness in multi-pass welded part and multi-pass welded joint | |
JPWO2019050010A1 (en) | Steel sheet and manufacturing method thereof | |
JP2023031269A (en) | Ultra-low yield ratio high tensile strength thick steel sheet, and method for producing the same |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20190920 |
|
A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20200630 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20201110 |
|
A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20201218 |
|
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: 20210105 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20210118 |
|
R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 6835054 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |