JP7006154B2 - Manufacturing method of thick steel plate and thick steel plate - Google Patents
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Description
本発明は、厚鋼板および厚鋼板の製造方法に関する。 The present invention relates to a thick steel plate and a method for manufacturing a thick steel plate.
原油や天然ガスの輸送に用いられるラインパイプとして、厚鋼板を加工して得られるUO鋼管が多用されている。原油や天然ガス等の石油資源は硫化水素を含むことがあり、このような場合、UO鋼管は、いわゆるサワー環境で使用されることになる。 UO steel pipes obtained by processing thick steel plates are often used as line pipes used for transporting crude oil and natural gas. Petroleum resources such as crude oil and natural gas may contain hydrogen sulfide, in which case UO steel pipes will be used in sour environments.
このようなサワー環境下では、酸性環境中で腐食反応により鋼表面に発生した水素が鋼中に進入することにより発生する水素脆性破壊、いわゆる硫化物応力割れ(Sulfide Stress Cracking:SSC)が生じうる。また、鋼中の介在物周辺等に水素が集積し、水素誘起割れ(Hydrogen Induced Cracking:HIC)と呼ばれる内部割れが生じうる。したがって、このようなラインパイプに用いられる厚鋼板には、強度、靱性、溶接性等の特性に加えて、硫化水素を含むサワー環境下での耐性、すなわち耐サワー性、その一つである耐SSC性が求められる。 In such a sour environment, hydrogen embrittlement fracture (Sulfide Stress Cracking: SSC), which is generated by hydrogen embrittlement generated by hydrogen generated on the steel surface due to a corrosion reaction in an acidic environment and entering the steel, may occur. .. Further, hydrogen is accumulated around inclusions in the steel, and internal cracking called hydrogen-induced cracking (HIC) may occur. Therefore, the thick steel sheet used for such a line pipe has properties such as strength, toughness, and weldability, as well as resistance in a sour environment containing hydrogen sulfide, that is, sour resistance, which is one of them. SSC property is required.
耐SSC性は、厚鋼板の表層の硬度との相関を有しており、現状、耐SSC性を優れたものとするために厚鋼板の表層付近の硬度を制限することが求められている。例えば、X65グレードの鋼管表層(厚さ方向で表面から約1mm未満である範囲)においては、ビッカーズ硬度(Hv)が約250以下であることが求められている。 The SSC resistance has a correlation with the hardness of the surface layer of the thick steel sheet, and at present, it is required to limit the hardness in the vicinity of the surface layer of the thick steel sheet in order to improve the SSC resistance. For example, in the X65 grade steel pipe surface layer (range of less than about 1 mm from the surface in the thickness direction), the Vickers hardness (Hv) is required to be about 250 or less.
しかしながら、鋼管素材である厚鋼板は、例えば10~40mm程度の厚さを有することから、熱間圧延後の加速冷却時において厚鋼板の表層付近が厚さ方向中央付近に比べて優先的に冷却される。この結果、厚鋼板の表層付近は中央付近と比較して硬度が高くなりやすい。 However, since the thick steel sheet, which is a steel pipe material, has a thickness of, for example, about 10 to 40 mm, the vicinity of the surface layer of the thick steel sheet is cooled preferentially over the vicinity of the center in the thickness direction during accelerated cooling after hot rolling. Will be done. As a result, the hardness near the surface layer of the thick steel sheet tends to be higher than that near the center.
一方で、耐サワー性に優れた鋼板を得るために、特許文献1~3において熱間圧延、加速冷却後に所定の熱処理を行う鋼板の製造方法が提案されている。 On the other hand, in order to obtain a steel sheet having excellent sour resistance, Patent Documents 1 to 3 propose a method for manufacturing a steel sheet in which a predetermined heat treatment is performed after hot rolling and accelerated cooling.
特許文献1には、所定の化学成分を有する鋼を、所定の条件で加熱、熱間圧延、加速冷却し、次いで誘導加熱により鋼板表面温度で550~700℃、鋼板断面平均温度で400~580℃に加熱することを特徴とする板厚が30mm以上の高強度耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法が開示されている。 In Patent Document 1, a steel having a predetermined chemical component is heated, hot-rolled, accelerated and cooled under predetermined conditions, and then induced to heat to a steel sheet surface temperature of 550 to 700 ° C. and a steel sheet cross-sectional average temperature of 400 to 580 ° C. A method for manufacturing a steel sheet for a high-strength sour-resistant pipe having a plate thickness of 30 mm or more, which is characterized by heating to ° C., is disclosed.
特許文献2には、所定の化学成分を含有する鋼を、加熱温度:1000~1300℃、圧延終了温度:Ar3温度以上の条件で熱間圧延した後、冷却速度:5℃/秒以上で400~600℃まで加速冷却を行い、冷却後直ちに昇温速度:0.5℃/秒以上で600~700℃の温度まで再加熱を行うことを特徴とする、耐HIC特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方法が開示されている。 Patent Document 2 describes that steel containing a predetermined chemical component is hot-rolled under the conditions of heating temperature: 1000 to 1300 ° C. and rolling end temperature: Ar3 temperature or higher, and then cooled at a cooling rate of 5 ° C./sec or higher to 400. For line pipes with excellent HIC resistance, characterized by accelerated cooling to ~ 600 ° C. and reheating to a temperature of 600 to 700 ° C. at a heating rate of 0.5 ° C./sec or higher immediately after cooling. A method for manufacturing a high-strength steel plate is disclosed.
特許文献3には、所定の化学成分を有する鋼を、所定の条件で再加熱、熱間圧延、加速冷却し、直ちに表層温度が525℃以上、板厚中心温度が400~500℃の再加熱を実施した後、冷間加工によりパイプ状に曲げ加工し、両端部の突き合せ部を溶接して溶接鋼管とする、厚肉高強度耐サワーラインパイプの製造方法が開示されている。 In Patent Document 3, a steel having a predetermined chemical component is reheated, hot-rolled, and accelerated and cooled under predetermined conditions, and immediately reheated at a surface temperature of 525 ° C. or higher and a plate thickness center temperature of 400 to 500 ° C. Disclosed is a method for manufacturing a thick-walled high-strength sour-resistant pipe, which is bent into a pipe shape by cold working and welded at the butt portions at both ends to form a welded steel pipe.
しかしながら、特許文献1~3に記載の方法では、十分には鋼板表面の硬度を下げることができず、耐SSC性を十分に優れたものとすることが困難であった。一方で、特許文献1~3に記載のような方法により鋼板の加熱を行う場合、加熱条件によっては鋼板内部の組織の変態に伴う鋼板の強度低下が生じ得る。 However, the methods described in Patent Documents 1 to 3 cannot sufficiently reduce the hardness of the surface of the steel sheet, and it is difficult to sufficiently improve the SSC resistance. On the other hand, when the steel sheet is heated by the method described in Patent Documents 1 to 3, the strength of the steel sheet may decrease due to the transformation of the structure inside the steel sheet depending on the heating conditions.
したがって、本発明は、上記問題に鑑みてなされたものであり、本発明の目的とするところは、優れた強度特性を維持しつつ、耐サワー性、特に耐SSC性に優れたものとすることのできる厚鋼板および厚鋼板の製造方法を提供することにある。 Therefore, the present invention has been made in view of the above problems, and an object of the present invention is to have excellent sour resistance, particularly SSC resistance, while maintaining excellent strength characteristics. It is an object of the present invention to provide a thick steel plate and a method for manufacturing a thick steel plate.
本発明者は、厚鋼板の耐SSC性を高めるべく鋭意検討を行ったところ、厚鋼板を従来知られているよりも高い温度域、すなわちAc1変態点を超える温度域に加熱することにより、厚鋼板表層の硬度を十分に低下させ、耐SSC性を向上させることができることを見出した。一方で、厚鋼板を加熱する際にその表層付近を選択的に加熱することにより、加熱による厚鋼板の強度低下への影響を抑制できる可能性に着目した。そして厚鋼板の表面温度に着目して厚鋼板表面の選択的加熱条件を検討し、本発明を想到するに至った。 The present inventor has made diligent studies to improve the SSC resistance of the thick steel sheet, and found that the thick steel sheet is heated to a higher temperature range than conventionally known, that is, a temperature range exceeding the Ac1 transformation point. It has been found that the hardness of the surface layer of the steel sheet can be sufficiently lowered and the SSC resistance can be improved. On the other hand, when heating a thick steel sheet, we focused on the possibility that the effect of heating on the strength reduction of the thick steel sheet can be suppressed by selectively heating the vicinity of the surface layer. Then, focusing on the surface temperature of the thick steel sheet, the selective heating conditions for the surface of the thick steel sheet were examined, and the present invention was conceived.
さらに、本発明者らは、厚鋼板の表層付近に特定のフェライト組織を比較的多く含ませることにより、優れた強度特性を維持しつつ、耐サワー性、特に耐SSC性を向上させることができることを見出した。
上記のような知見に基づき完成された本発明の要旨は、以下の通りである。
Furthermore, the present inventors can improve sour resistance, particularly SSC resistance, while maintaining excellent strength characteristics by including a relatively large amount of a specific ferrite structure in the vicinity of the surface layer of the thick steel sheet. I found.
The gist of the present invention completed based on the above findings is as follows.
(1) 鋼に対して熱間圧延を行い、圧延材を得る第1の工程と、
前記圧延材をAr3変態点超の温度から加速冷却する第2の工程と、
前記圧延材の表面について、(Ac1変態点-50℃)以上Ac1変態点以下の第1の温度域を2.0℃/秒以上の平均昇温速度でAc1変態点超の第2の温度域まで加熱し、前記第2の温度域で1秒以上600秒以下の間保持する第3の工程と、
を有する厚鋼板の製造方法。
(2) 前記第2の温度域は、Ac3変態点以下である、(1)に記載の厚鋼板の製造方法。
(3) 前記第3の工程における前記加熱は、誘導加熱により行われる、(1)または(2)に記載の厚鋼板の製造方法。
(4) 前記誘導加熱における印加周波数は、2kHz以上200kHz以下である、(3)に記載の厚鋼板の製造方法。
(5) さらに、前記第3の工程後、前記圧延材をAc1変態点未満の温度に加熱する第4の工程を有する、(1)~(4)のいずれか一項に記載の厚鋼板の製造方法。
(6) 前記第2の工程において、前記圧延材を、5℃/秒以上60℃/秒以下の平均冷却速度で冷却する、(1)~(5)のいずれか一項に記載の厚鋼板の製造方法。
(7) 表面から0.1mm以上1.0mm以下の表層領域における表層フェライト面積分率に対する板厚中心から厚さ方向で-2.5mm~2.5mmの中心領域における中心領域フェライト面積分率の比(中心領域フェライト面積分率/表層フェライト面積分率)が、0.10以下であり、
圧延方向および板厚方向の断面を観察した際に、前記表層領域において、フェライト組織の板厚方向長さに対する圧延方向長さの比(圧延方向長さ/板厚方向長さ)の平均値が、5.0以下であり、かつ
前記表層領域におけるビッカーズ硬度が、250Hv以下である、厚鋼板。
(1) The first step of hot rolling the steel to obtain a rolled material, and
A second step of accelerating and cooling the rolled material from a temperature above the Ar3 transformation point, and
Regarding the surface of the rolled material, the first temperature range of (Ac1 transformation point −50 ° C.) or more and below the Ac1 transformation point is the second temperature range exceeding the Ac1 transformation point at an average temperature rise rate of 2.0 ° C./sec or more. The third step of heating to the above and holding for 1 second or more and 600 seconds or less in the second temperature range, and
A method for manufacturing a thick steel plate having.
(2) The method for manufacturing a thick steel sheet according to (1), wherein the second temperature range is equal to or lower than the Ac3 transformation point.
(3) The method for producing a thick steel sheet according to (1) or (2), wherein the heating in the third step is performed by induction heating.
(4) The method for manufacturing a thick steel sheet according to (3), wherein the applied frequency in the induction heating is 2 kHz or more and 200 kHz or less.
(5) The thick steel sheet according to any one of (1) to (4), further comprising a fourth step of heating the rolled material to a temperature lower than the Ac1 transformation point after the third step. Production method.
(6) The thick steel sheet according to any one of (1) to (5), wherein in the second step, the rolled material is cooled at an average cooling rate of 5 ° C./sec or more and 60 ° C./sec or less. Manufacturing method.
(7) Central region ferrite surface integral in the central region of -2.5 mm to 2.5 mm in the thickness direction from the center of the plate thickness with respect to the surface integral surface integral in the surface integral region of 0.1 mm or more and 1.0 mm or less from the surface. The ratio (central region ferrite surface integral / surface integral surface integral) is 0.10 or less.
When observing the cross section in the rolling direction and the plate thickness direction, the average value of the ratio of the length in the rolling direction (the length in the rolling direction / the length in the plate thickness direction) to the length in the plate thickness direction of the ferrite structure in the surface layer region is , 5.0 or less, and the Vickers hardness in the surface layer region is 250 Hv or less.
以上説明したように本発明によれば、厚鋼板を、優れた強度特性を維持しつつ、耐サワー性、特に耐SSC性に優れたものとして、得ることができる。 As described above, according to the present invention, a thick steel sheet can be obtained as having excellent sour resistance, particularly SSC resistance, while maintaining excellent strength characteristics.
以下、本発明の好適な実施の形態について詳細に説明する。
なお、本明細書において、別段の記載がない限り、「表層」とは、厚鋼板や圧延材等の鋼材の表面(あるいは裏面)から所定の板厚方向の深さ(例えば1.0mm深さ)までの部位をいう。また別段の記載がない限り、「内部領域」とは厚鋼板や圧延材等の鋼材の上記表層より板厚方向に深い位置にある部位、例えば鋼材の板厚方向1/4t~3/4t(tは板厚を示す)の部位をいう。
Hereinafter, preferred embodiments of the present invention will be described in detail.
Unless otherwise specified in the present specification, the "surface layer" is a depth (for example, 1.0 mm depth) in a predetermined plate thickness direction from the front surface (or back surface) of a steel material such as a thick steel plate or a rolled material. ) Up to. Unless otherwise specified, the "internal region" is a portion of a steel material such as a thick steel plate or a rolled material that is deeper in the plate thickness direction than the surface layer, for example, 1/4 t to 3/4 t in the plate thickness direction of the steel material (1 / 4t to 3/4t). t indicates the plate thickness).
〔1.厚鋼板の製造方法〕
本発明の厚鋼板の製造方法は、鋼(鋼塊または鋼片)に対して熱間圧延を行い、圧延材を得る第1の工程と、前記圧延材を加速冷却する第2の工程と、前記圧延材の表面について、(Ac1変態点-50℃)以上Ac1変態点以下の第1の温度域を2.0℃/秒以上の平均昇温速度でAc1変態点超の第2の温度域まで加熱し、第2の温度域で1秒以上600秒以下保持する第3の工程と、を有する。
[1. Manufacturing method of thick steel plate]
The method for producing a thick steel sheet of the present invention includes a first step of hot rolling a steel (steel ingot or a piece of steel) to obtain a rolled material, and a second step of accelerating and cooling the rolled material. Regarding the surface of the rolled material, the first temperature range of (Ac1 transformation point −50 ° C.) or higher and lower than the Ac1 transformation point is the second temperature range exceeding the Ac1 transformation point at an average temperature rise rate of 2.0 ° C./sec or higher. It has a third step of heating to and holding in a second temperature range for 1 second or more and 600 seconds or less.
以下、まず、本実施形態の厚鋼板の製造方法において圧延素材となる鋼について説明し、その後、各工程を詳細に説明する。 Hereinafter, steel as a rolling material in the method for manufacturing a thick steel sheet of the present embodiment will be described first, and then each process will be described in detail.
<鋼>
本実施形態において用いることができる鋼は、例えば、鋳型に鋳造されたインゴット(鋼塊)や連続鋳造により得られた鋳片から必要な形状、寸法に加工された鋼片、すなわち公知の製造方法によって製造された鋼片を使用することができる。また、この鋼片の形状、寸法も、後述する各工程に供することができる範囲内で適宜設定すればよく、特に限定されるものではない。
<Steel>
The steel that can be used in this embodiment is, for example, a steel piece processed into a required shape and size from an ingot (steel ingot) cast in a mold or a slab obtained by continuous casting, that is, a known manufacturing method. Steel pieces manufactured by can be used. Further, the shape and dimensions of the steel pieces may be appropriately set within a range that can be applied to each process described later, and are not particularly limited.
また、鋼の化学組成についても特に限定されるものではなく、例えば得られる厚鋼板に求められる用途等に応じて、適宜選択可能である。鋼は、例えば質量%で、
C:0.02~0.09%、
Si:0.01~0.60%、
Mn:0.1~2.0%、
sol.Al:0.005~0.09%、
を含有し、さらに、
Cu:0.90%以下、
Ni:0.90%以下、
Cr:0.90%以下、
Mo:0.90%以下、
V:0.09%以下、
Nb:0.09%以下、
Ti:0.09%以下、
B:0.004%以下、
Ca:0.01%以下、
REM:0.1%以下、
Zr:0.1%以下、および
Mg:0.01%以下からなる群から選択される1種または2種以上を含有し、残部がFeおよび不純物からなることができる。このような化学組成は、得られる厚鋼板において十分な強度、靭性、および耐サワー性を得るために有利である。
Further, the chemical composition of the steel is not particularly limited, and can be appropriately selected depending on, for example, the application required for the obtained thick steel sheet. Steel is, for example, by mass%
C: 0.02 to 0.09%,
Si: 0.01-0.60%,
Mn: 0.1-2.0%,
sol. Al: 0.005 to 0.09%,
Containing, in addition
Cu: 0.90% or less,
Ni: 0.90% or less,
Cr: 0.90% or less,
Mo: 0.90% or less,
V: 0.09% or less,
Nb: 0.09% or less,
Ti: 0.09% or less,
B: 0.004% or less,
Ca: 0.01% or less,
REM: 0.1% or less,
It contains one or more selected from the group consisting of Zr: 0.1% or less and Mg: 0.01% or less, and the balance can consist of Fe and impurities. Such a chemical composition is advantageous for obtaining sufficient strength, toughness, and sour resistance in the obtained thick steel sheet.
以下、各元素について説明する。なお、以下の記載においても成分の含有量についての「%」なる記載は、「質量%」を意味する。 Hereinafter, each element will be described. In addition, also in the following description, the description of "%" regarding the content of the component means "mass%".
(C:0.02~0.09%)
Cは、鋼の強度の向上に寄与する成分である。この効果を十分に得るために、Cの含有量は、好ましくは0.02%以上、より好ましくは0.04%以上である。一方、靱性および耐サワー性の劣化を防止する観点から、Cの含有量は、好ましくは0.09%以下、より好ましくは0.07%以下、さらに好ましくは0.06%以下である。
(C: 0.02 to 0.09%)
C is a component that contributes to improving the strength of steel. In order to sufficiently obtain this effect, the content of C is preferably 0.02% or more, more preferably 0.04% or more. On the other hand, from the viewpoint of preventing deterioration of toughness and sour resistance, the content of C is preferably 0.09% or less, more preferably 0.07% or less, still more preferably 0.06% or less.
(Si:0.01~0.60%)
Siは、製鋼における脱酸元素として有効であるとともに、鋼の強度の向上に寄与する成分である。この効果を十分に得るために、Siの含有量は、好ましくは0.01%以上、より好ましくは0.05%以上である。一方、靱性の劣化を防止する観点から、Siの含有量は、好ましくは0.60%以下、より好ましくは0.40%以下、さらに好ましくは0.30%以下である。
(Si: 0.01-0.60%)
Si is an effective deoxidizing element in steelmaking and is a component that contributes to the improvement of steel strength. In order to sufficiently obtain this effect, the Si content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more. On the other hand, from the viewpoint of preventing deterioration of toughness, the Si content is preferably 0.60% or less, more preferably 0.40% or less, still more preferably 0.30% or less.
(Mn:0.1~2.0%)
Mnは、鋼の強度の向上に寄与する成分である。この効果を十分に得るために、Mnの含有量は、好ましくは0.1%以上、より好ましくは1.0%以上である。一方、靱性および耐サワー性の劣化を防止する観点から、Mnの含有量は、好ましくは2.0%以下、より好ましくは1.8%以下、さらに好ましくは1.6%以下である。
(Mn: 0.1-2.0%)
Mn is a component that contributes to improving the strength of steel. In order to sufficiently obtain this effect, the Mn content is preferably 0.1% or more, more preferably 1.0% or more. On the other hand, from the viewpoint of preventing deterioration of toughness and sour resistance, the Mn content is preferably 2.0% or less, more preferably 1.8% or less, still more preferably 1.6% or less.
(sol.Al:0.005~0.09%)
Alは、Siと同様に脱酸に有効な元素である。このため、sol.Al(酸可溶Al)として、好ましくは0.005%以上、より好ましくは0.01%以上、さらに好ましくは0.02%以上含有される。一方、靱性の劣化を防止する観点から、sol.Alの含有量は、好ましくは0.09%以下、より好ましくは0.06%以下である。
(Sol.Al: 0.005 to 0.09%)
Al is an element effective for deoxidation like Si. Therefore, sol. The Al (acid-soluble Al) is preferably contained in an amount of 0.005% or more, more preferably 0.01% or more, still more preferably 0.02% or more. On the other hand, from the viewpoint of preventing deterioration of toughness, sol. The Al content is preferably 0.09% or less, more preferably 0.06% or less.
また、上述した鋼の一例においては、鋼は、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Nb、Ti、B、Ca、REM、Zr、およびMgからなる群から選択される1種または2種以上を含有する。なお、これらの元素の含有量は、下限を特に制限する必要はなく、0%でもよい。 Further, in the above-mentioned example of the steel, the steel is one or more selected from the group consisting of Cu, Ni, Cr, Mo, V, Nb, Ti, B, Ca, REM, Zr, and Mg. Contains. The content of these elements does not need to be particularly limited to the lower limit and may be 0%.
(Cu:0~0.90%)
Cuは、鋼の強度の向上に寄与する成分であり、必要に応じて添加されてもよい。この効果を十分に得るために、Cuを含有させる場合の含有量は、好ましくは0.10%以上である。一方、靱性の劣化を防止する観点から、Cuの含有量は、好ましくは0.90%以下、より好ましくは0.50%以下、さらに好ましくは0.30%以下である。
(Cu: 0 to 0.90%)
Cu is a component that contributes to improving the strength of steel, and may be added as needed. In order to sufficiently obtain this effect, the content when Cu is contained is preferably 0.10% or more. On the other hand, from the viewpoint of preventing deterioration of toughness, the Cu content is preferably 0.90% or less, more preferably 0.50% or less, still more preferably 0.30% or less.
(Ni:0~0.90%)
Niは、鋼の強度の向上に寄与するとともに靱性の改善に寄与する元素であり、必要に応じて添加されてもよい。この効果を十分に得るために、Niを含有させる場合の含有量は、好ましくは0.10%以上である。一方、Niは高価な元素であるため、Niの含有量は、好ましくは0.90%以下、より好ましくは0.50%以下、さらに好ましくは0.30%以下である。
(Ni: 0 to 0.90%)
Ni is an element that contributes to the improvement of the strength of steel and the improvement of toughness, and may be added as necessary. In order to sufficiently obtain this effect, the content when Ni is contained is preferably 0.10% or more. On the other hand, since Ni is an expensive element, the content of Ni is preferably 0.90% or less, more preferably 0.50% or less, still more preferably 0.30% or less.
(Cr:0~0.90%)
Crは、鋼の強度の向上に寄与する成分であり、必要に応じて添加されてもよい。この効果を十分に得るために、Crを含有させる場合の含有量は、好ましくは0.10%以上である。一方、靱性の劣化を防止する観点から、Crの含有量は、好ましくは0.90%以下、より好ましくは0.50%以下、さらに好ましくは0.30%以下である。
(Cr: 0 to 0.90%)
Cr is a component that contributes to improving the strength of steel, and may be added as necessary. In order to sufficiently obtain this effect, the content when Cr is contained is preferably 0.10% or more. On the other hand, from the viewpoint of preventing deterioration of toughness, the Cr content is preferably 0.90% or less, more preferably 0.50% or less, still more preferably 0.30% or less.
(Mo:0~0.90%)
Moは、鋼の強度の向上に寄与する成分であり、必要に応じて添加されてもよい。この効果を十分に得るために、Moを含有させる場合の含有量は、好ましくは0.05%以上である。一方、靱性の劣化を防止する観点から、Moの含有量は、好ましくは0.90%以下、より好ましくは0.50%以下である。
(Mo: 0 to 0.90%)
Mo is a component that contributes to improving the strength of steel, and may be added as necessary. In order to sufficiently obtain this effect, the content when Mo is contained is preferably 0.05% or more. On the other hand, from the viewpoint of preventing deterioration of toughness, the Mo content is preferably 0.90% or less, more preferably 0.50% or less.
(V:0~0.09%)
Vは、鋼の強度の向上に寄与する成分であり、必要に応じて添加されてもよい。この効果を十分に得るために、Vを含有させる場合の含有量は、好ましくは0.01%以上である。一方、靱性の劣化を防止する観点から、Vの含有量は、好ましくは0.09%以下、より好ましくは0.05%以下である。
(V: 0 to 0.09%)
V is a component that contributes to the improvement of the strength of the steel, and may be added as needed. In order to sufficiently obtain this effect, the content when V is contained is preferably 0.01% or more. On the other hand, from the viewpoint of preventing deterioration of toughness, the V content is preferably 0.09% or less, more preferably 0.05% or less.
(Nb:0~0.09%)
Nbは、鋼の強度の向上に寄与するとともに靱性の改善に寄与する元素であり、必要に応じて添加されてもよい。この効果を十分に得るために、Nbを含有させる場合の含有量は、好ましくは0.01%以上である。一方、耐サワー性の低下の防止の観点から、Nbの含有量は、好ましくは0.09%以下、より好ましくは0.06%以下、さらに好ましくは0.04%以下である。
(Nb: 0 to 0.09%)
Nb is an element that contributes to the improvement of the strength of steel and the improvement of toughness, and may be added as necessary. In order to sufficiently obtain this effect, the content when Nb is contained is preferably 0.01% or more. On the other hand, from the viewpoint of preventing deterioration of sour resistance, the content of Nb is preferably 0.09% or less, more preferably 0.06% or less, still more preferably 0.04% or less.
(Ti:0~0.09%)
Tiは、Nと結合してTiNを形成することで溶接熱影響部(HAZ)の靱性を改善する効果を有し、必要に応じて添加されてもよい。この効果を十分に得るために、Tiを含有させる場合の含有量は、好ましくは0.01%以上である。一方、靱性および耐サワー性の低下の防止の観点から、Tiの含有量は、好ましくは0.09%以下、より好ましくは0.03%以下である。
(Ti: 0 to 0.09%)
Ti has the effect of improving the toughness of the weld heat-affected zone (HAZ) by combining with N to form TiN, and Ti may be added as necessary. In order to sufficiently obtain this effect, the content when Ti is contained is preferably 0.01% or more. On the other hand, from the viewpoint of preventing deterioration of toughness and sour resistance, the Ti content is preferably 0.09% or less, more preferably 0.03% or less.
(B:0~0.004%)
Bは、焼き入れ性を改善して鋼の強度の向上に寄与する成分であり、必要に応じて添加されてもよい。この効果を十分に得るために、Bを含有させる場合の含有量は、好ましくは0.0003%以上である。一方、靱性の低下の防止の観点から、Bの含有量は、好ましくは0.004%以下、より好ましくは0.002%以下である。
(B: 0 to 0.004%)
B is a component that improves the hardenability and contributes to the improvement of the strength of the steel, and may be added as necessary. In order to sufficiently obtain this effect, the content when B is contained is preferably 0.0003% or more. On the other hand, from the viewpoint of preventing a decrease in toughness, the content of B is preferably 0.004% or less, more preferably 0.002% or less.
(Ca:0~0.01%)
Caは、硫化物(特にMnS)の形態を制御し、靱性および耐サワー性の向上に寄与するため、必要に応じて添加されてもよい。この効果を十分に得るために、Caを含有させる場合の含有量は、特に限定されないが、好ましくは0.001%以上である。一方、過剰な添加による靱性および耐サワー性の低下の防止の観点から、Caの含有量は、好ましくは0.01%以下、より好ましくは0.005%以下である。
(Ca: 0 to 0.01%)
Ca may be added as needed because it controls the morphology of sulfides (particularly MnS) and contributes to improved toughness and sour resistance. In order to sufficiently obtain this effect, the content when Ca is contained is not particularly limited, but is preferably 0.001% or more. On the other hand, from the viewpoint of preventing deterioration of toughness and sour resistance due to excessive addition, the Ca content is preferably 0.01% or less, more preferably 0.005% or less.
(REM:0~0.1%)
REMは、硫化物の形態を制御し、靱性の向上に寄与するため、必要に応じて添加されてもよい。この効果を十分に得るために、REMを含有させる場合の含有量は、好ましくは0.001%以上である。一方、過剰な添加による靱性の低下の防止の観点から、REMの含有量は、好ましくは0.1%以下、より好ましくは0.05%以下である。ここで、「REM」とは、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、YbおよびLuをいい、REMとして上記のいずれか1種以上が鋼に含有され得る。なお、上記のREMの含有量は、REM合計の含有量である。
(REM: 0 to 0.1%)
REM may be added as needed to control the morphology of the sulfide and contribute to the improvement of toughness. In order to sufficiently obtain this effect, the content when REM is contained is preferably 0.001% or more. On the other hand, from the viewpoint of preventing deterioration of toughness due to excessive addition, the content of REM is preferably 0.1% or less, more preferably 0.05% or less. Here, "REM" refers to Y, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb and Lu, and any one of the above is used as REM. More than a seed can be contained in steel. The content of the above REM is the total content of the REM.
(Zr:0~0.1%)
Zrは、酸化物や窒化物を形成し、HAZのオーステナイト粒の粗大化を抑制し、靱性の改善に寄与するため、必要に応じて添加されてもよい。この効果を十分に得るために、Zrを含有させる場合の含有量は、好ましくは0.005%以上である。一方、過剰な添加による靱性の低下の防止の観点から、Zrの含有量は、好ましくは0.1%以下である。
(Zr: 0 to 0.1%)
Zr may be added as needed because it forms oxides and nitrides, suppresses the coarsening of austenite grains in HAZ, and contributes to the improvement of toughness. In order to sufficiently obtain this effect, the content when Zr is contained is preferably 0.005% or more. On the other hand, from the viewpoint of preventing a decrease in toughness due to excessive addition, the Zr content is preferably 0.1% or less.
(Mg:0~0.01%)
Mgは、微細に分散した酸化物を形成し、特に溶接熱影響部のオーステナイト粒径の粗大化を抑制して靱性の改善に寄与する。したがって、Mgは、必要に応じて添加されてもよい。この効果を十分に得るために、Mgを含有させる場合の含有量は、好ましくは0.0005%以上である。一方、過剰な添加による靱性への悪影響の防止の観点から、Mgの含有量は、好ましくは0.01%以下、より好ましくは0.005%以下である。
(Mg: 0 to 0.01%)
Mg forms finely dispersed oxides, and in particular, suppresses the coarsening of the austenite particle size in the weld heat-affected zone and contributes to the improvement of toughness. Therefore, Mg may be added as needed. In order to sufficiently obtain this effect, the content when Mg is contained is preferably 0.0005% or more. On the other hand, from the viewpoint of preventing adverse effects on toughness due to excessive addition, the Mg content is preferably 0.01% or less, more preferably 0.005% or less.
また、上述した鋼は、残部としてFeと不純物とを含む。
鋼中のFeは、鋼の主成分である。鋼は、例えば、95%以上のFeを含む。
Further, the above-mentioned steel contains Fe and impurities as a balance.
Fe in steel is the main component of steel. Steel contains, for example, 95% or more Fe.
不純物は、添加の意図に関係なく、鋼中に存在し、得られる厚鋼板において本来存在する必要のない成分である。「不純物」なる用語は、鋼材料を工業的に製造する際に原料としての鉱石、スクラップまたは製造環境などから混入する不可避的不純物を含む概念である。このような不純物は、本願発明の効果に悪影響を与えない量で含まれ得る。不純物としては、例えばP、S、N、O等が挙げられる。以下、代表的な不純物元素について詳細に説明する。 Impurities are components that are present in steel and do not need to be present in the resulting thick steel sheet, regardless of the intention of addition. The term "impurity" is a concept that includes unavoidable impurities that are mixed in from ore, scrap, or the manufacturing environment as a raw material when a steel material is industrially manufactured. Such impurities may be contained in an amount that does not adversely affect the effects of the present invention. Examples of impurities include P, S, N, O and the like. Hereinafter, typical impurity elements will be described in detail.
(P:0~0.02%)
Pは、不純物元素であり、その含有量が過度に多い場合、靱性を劣化させる恐れがある。したがって、Pの含有量は、少ない方が望ましく、例えば0.02%以下、好ましくは0.01%以下である。Pの含有量の下限については0%が望ましいが、例えば0.0001%以上としてもよい。
(P: 0 to 0.02%)
P is an impurity element, and if its content is excessively large, it may deteriorate the toughness. Therefore, the content of P is preferably as low as possible, for example, 0.02% or less, preferably 0.01% or less. The lower limit of the P content is preferably 0%, but may be, for example, 0.0001% or more.
(S:0~0.01%)
Sは、不純物元素であり、その含有量が過度に多い場合、靱性を劣化させる恐れがある。したがって、Sの含有量は、少ない方が望ましく、例えば0.01%以下、好ましくは0.005%以下、より好ましくは0.002%以下、さらに好ましくは0.0010%以下である。Sの含有量の下限については0%が望ましいが、例えば0.0001%以上としてもよい。
(S: 0 to 0.01%)
S is an impurity element, and if its content is excessively large, it may deteriorate the toughness. Therefore, the content of S is preferably as small as possible, for example, 0.01% or less, preferably 0.005% or less, more preferably 0.002% or less, still more preferably 0.0010% or less. The lower limit of the S content is preferably 0%, but may be 0.0001% or more, for example.
(N:0~0.009%)
Nは、不純物元素であり、その含有量が過度に多い場合、靱性を劣化させる恐れがある。したがって、Nの含有量は、少ない方が望ましく、例えば0.009%以下、好ましくは0.007%以下である。また、Nの含有量が0.004%以上の場合、TiやZrを含有させることにより、HAZの靱性が改善される場合がある。Nの含有量の下限については0%が望ましいが、例えば0.0001%以上としてもよい。
(N: 0 to 0.009%)
N is an impurity element, and if its content is excessively large, it may deteriorate the toughness. Therefore, it is desirable that the content of N is as small as possible, for example, 0.009% or less, preferably 0.007% or less. Further, when the content of N is 0.004% or more, the toughness of HAZ may be improved by containing Ti or Zr. The lower limit of the N content is preferably 0%, but may be 0.0001% or more, for example.
(O:0~0.003%)
Oは、不純物元素であり、その含有量が過度に多い場合、靱性を劣化させる恐れがある。したがって、Oの含有量は、少ない方が望ましく、例えば0.003%以下、好ましくは0.002%以下である。Oの含有量の下限については0%が望ましいが、例えば0.0001%以上としてもよい。
(O: 0 to 0.003%)
O is an impurity element, and if its content is excessively large, it may deteriorate toughness. Therefore, it is desirable that the content of O is as small as possible, for example, 0.003% or less, preferably 0.002% or less. The lower limit of the O content is preferably 0%, but may be 0.0001% or more, for example.
(CeqL:0.10~0.60%)
CeqLは炭素当量を意味し、下記(1)式で定義される。Ceqは、特に限定されないが、CeqLを大きくすることは強度の向上に寄与するため、CeqLは0.10%以上とすることが望ましい。一方、CeqLが過剰であると溶接割れが起こりやすくなり、また靭性を劣化させる可能性もあるため、CeqLは0.60%以下とすることが望ましい。
CeqL=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5・・・(1)
ここで、式中の各元素記号は、鋼板に含まれる各元素の含有量(質量%)を表し、ある元素が含有されない場合は当該元素に対応する元素記号の値をゼロとする。
(CeqL: 0.10 to 0.60%)
CeqL means carbon equivalent and is defined by the following equation (1). The Ceq is not particularly limited, but it is desirable that the CeqL is 0.10% or more because increasing the CeqL contributes to the improvement of the strength. On the other hand, if CeqL is excessive, welding cracks are likely to occur and the toughness may be deteriorated. Therefore, it is desirable that CeqL is 0.60% or less.
CeqL = C + Mn / 6 + (Cu + Ni) / 15+ (Cr + Mo + V) / 5 ... (1)
Here, each element symbol in the formula represents the content (mass%) of each element contained in the steel sheet, and when a certain element is not contained, the value of the element symbol corresponding to the element is set to zero.
以上、本実施形態において適用可能な鋼の一例について説明した。しかしながら、本発明において使用可能な鋼は、当然、上述した一例に限定されるものではない。例えば、鋼は、上述した元素以外の元素を含有していてもよい。また、鋼中の各元素は上述した範囲外の含有量で存在していてもよい。 The example of the steel applicable in this embodiment has been described above. However, the steel that can be used in the present invention is, of course, not limited to the above-mentioned example. For example, steel may contain elements other than the above-mentioned elements. Further, each element in the steel may be present in a content outside the above-mentioned range.
<第1の工程(熱間圧延工程)>
第1の工程においては、鋼に対して熱間圧延を行い、圧延材を得る。熱間圧延は、例えば連続鋳造法による鋼片の製造後、そのまま行ってもよく、鋼片を一旦冷却し、再加熱してから行ってもよい。
<First step (hot rolling step)>
In the first step, the steel is hot-rolled to obtain a rolled material. Hot rolling may be carried out as it is, for example, after the steel pieces are manufactured by a continuous casting method, or may be carried out after the steel pieces are once cooled and reheated.
熱間圧延の前処理としての再加熱の条件は、特に限定されるものではなく、適宜設定することができる。
例えば、圧延前の加熱温度は、熱間圧延を容易に行うために、900℃以上とすることができる。加熱温度を高くすることにより、Nb、V、Ti、Zr等の炭化物、窒化物などを固溶させて、強度、靱性や耐サワー性を改善する効果が得られる。加熱温度は、好ましくは1000℃以上、より好ましくは1100℃以上である。また、オーステナイト結晶粒の粗大化およびこれに伴う靱性の劣化をより確実に抑制するために、加熱温度は、好ましくは1250℃以下である。
The conditions for reheating as a pretreatment for hot rolling are not particularly limited and can be appropriately set.
For example, the heating temperature before rolling can be 900 ° C. or higher in order to easily perform hot rolling. By raising the heating temperature, carbides such as Nb, V, Ti, and Zr, nitrides, and the like can be solid-dissolved, and the effect of improving strength, toughness, and sour resistance can be obtained. The heating temperature is preferably 1000 ° C. or higher, more preferably 1100 ° C. or higher. Further, in order to more reliably suppress the coarsening of austenite crystal grains and the deterioration of toughness associated therewith, the heating temperature is preferably 1250 ° C. or lower.
また、熱間圧延の条件も特に限定されるものではない。例えば、熱間圧延は、900℃以下の温度域における合計圧下率が50%以上となる条件で行うことができる。これにより、鋼板の組織を微細化して良好な靱性を確保することがより容易になる。ここで、「900℃以下の温度域における合計圧下率」とは、以下の式で表される。
合計圧下率(%)=[(900℃に達した時点の厚さ)-(圧延仕上厚さ)]/(900℃に達した時点の厚さ)×100%
Further, the conditions for hot rolling are not particularly limited. For example, hot rolling can be performed under the condition that the total rolling reduction in the temperature range of 900 ° C. or lower is 50% or more. This makes it easier to refine the structure of the steel sheet to ensure good toughness. Here, the "total reduction rate in the temperature range of 900 ° C. or lower" is expressed by the following formula.
Total reduction rate (%) = [(thickness when reaching 900 ° C)-(rolled finish thickness)] / (thickness when reaching 900 ° C) x 100%
また、熱間圧延の仕上温度は、例えばAr3変態点超とすることができる。これにより、加速冷却の開始温度をAr3変態点超とすることができ、得られる厚鋼板の耐サワー性をより一層向上させることができる。なお、ここでいうAr3変態点は、空冷の場合の変態開始温度を意味し、熱膨張測定により求めることができる。 Further, the finishing temperature of hot rolling can be set to exceed the Ar3 transformation point, for example. As a result, the start temperature of accelerated cooling can be set to exceed the Ar3 transformation point, and the sour resistance of the obtained thick steel sheet can be further improved. The Ar3 transformation point referred to here means the transformation start temperature in the case of air cooling, and can be obtained by thermal expansion measurement.
なお、熱間圧延後の圧延材の厚さは、得られる厚鋼板において所望される厚さに対応している。 The thickness of the rolled material after hot rolling corresponds to the thickness desired for the obtained thick steel sheet.
<第2の工程(加速冷却工程)>
次に、第2の工程においては、第1の工程において得られた圧延材をAr3変態点超の温度から加速冷却する。
上述したように、加速冷却の開始温度は、Ar3変態点超である。圧延材の板厚中央部には、変態の進行に伴って、凝固偏析に起因するバンド状の成分の濃度むらが生じやすいが、上記のような温度から加速冷却を行うことにより、フェライトバンド、パーライドバンド等のバンド組織の生成が抑制される。この結果、バンド組織中の硬質組織を低減させ、耐サワー性を向上させることができる。加速冷却の開始温度は、好ましくは(Ar3変態点+20℃)以上である。
<Second process (accelerated cooling process)>
Next, in the second step, the rolled material obtained in the first step is accelerated and cooled from the temperature above the Ar3 transformation point.
As described above, the starting temperature of accelerated cooling is above the Ar3 transformation point. In the central part of the plate thickness of the rolled material, the concentration unevenness of the band-shaped component due to solidification segregation tends to occur as the transformation progresses. The formation of band tissues such as pearlide bands is suppressed. As a result, the hard structure in the band structure can be reduced and the sour resistance can be improved. The starting temperature of accelerated cooling is preferably (Ar3 transformation point + 20 ° C.) or higher.
加速冷却の平均冷却速度は、特に限定されないが、例えば、5℃/秒以上とすることができる。これにより、上述したバンド組織の生成をより確実に抑制することができ、耐サワー性をより一層向上させることができる。平均冷却速度は、好ましくは10℃/秒以上である。一方で、平均冷却速度が大きいと圧延材を均一には冷却しにくくなり、圧延材の表層付近の硬度が厚さ方向中央部の硬度と比較して高くなる傾向にある。したがって、平均冷却速度は、好ましくは60℃/秒以下、より好ましくは40℃/秒以下である。なお、表層付近の硬度が上昇した場合であっても、後述する第3の工程において、表層の硬度を十分に低下させることができ、得られる厚鋼板は、当然、耐サワー性に優れるものとなる。 The average cooling rate of accelerated cooling is not particularly limited, but can be, for example, 5 ° C./sec or higher. As a result, the formation of the band structure described above can be suppressed more reliably, and the sour resistance can be further improved. The average cooling rate is preferably 10 ° C./sec or higher. On the other hand, when the average cooling rate is high, it becomes difficult to cool the rolled material uniformly, and the hardness near the surface layer of the rolled material tends to be higher than the hardness at the center in the thickness direction. Therefore, the average cooling rate is preferably 60 ° C./sec or less, more preferably 40 ° C./sec or less. Even when the hardness near the surface layer increases, the hardness of the surface layer can be sufficiently reduced in the third step described later, and the obtained thick steel sheet naturally has excellent sour resistance. Become.
加速冷却の冷却停止温度は、特に限定されないが、厚鋼板の強度向上の観点から、例えば、600℃以下、好ましくは、500℃以下とすることができる。また、加速冷却の冷却停止温度は、良好な耐サワー性確保の観点から、例えば、300℃以上、好ましくは、400℃以上とすることができる。 The cooling stop temperature for accelerated cooling is not particularly limited, but may be, for example, 600 ° C. or lower, preferably 500 ° C. or lower, from the viewpoint of improving the strength of the thick steel sheet. Further, the cooling shutdown temperature of the accelerated cooling can be, for example, 300 ° C. or higher, preferably 400 ° C. or higher, from the viewpoint of ensuring good sour resistance.
また、加速冷却の具体的な方法としては特に限定されないが、例えば、一般に鋼の焼入れに使用されている油冷、水冷等を採用することができる。
なお、本工程における圧延材の温度は、当該圧延材の表面温度を観察することにより測定可能である。すなわち、加速冷却の開始温度は、表面温度を意味する。また、加速冷却の冷却停止温度は、復熱完了後の表面温度を意味する。
Further, the specific method of accelerated cooling is not particularly limited, but for example, oil cooling, water cooling and the like generally used for quenching steel can be adopted.
The temperature of the rolled material in this step can be measured by observing the surface temperature of the rolled material. That is, the start temperature of accelerated cooling means the surface temperature. Further, the cooling shutdown temperature of accelerated cooling means the surface temperature after the completion of reheating.
<第3の工程(表層加熱工程)>
次に、第3の工程においては、圧延材の表面について、(Ac1変態点-50℃)以上Ac1変態点以下の第1の温度域を2.0℃/秒以上の平均昇温速度でAc1変態点超の第2の温度域まで加熱し、そのAc1変態点超の第2の温度域で1秒以上600秒以下の間保持する。
<Third step (surface heating step)>
Next, in the third step, with respect to the surface of the rolled material, the first temperature range of (Ac1 transformation point −50 ° C.) or more and below the Ac1 transformation point is Ac1 at an average temperature rise rate of 2.0 ° C./sec or more. It is heated to the second temperature range above the transformation point and held in the second temperature range above the Ac1 transformation point for 1 second or more and 600 seconds or less.
上述したように本発明者は、圧延材の表面をAc1変態点を超える温度域まで加熱することにより、表層を軟化させ、表層の硬度を十分に低下させることができることを見出した。圧延材の深さ1mm未満の表層においては、マルテンサイトおよびベイナイトの複合組織が生成している傾向にある。Ac1変態点を超える温度域において加熱を行うことにより、圧延材の表面付近のミクロ組織においては、少なくとも部分的には、組織の逆変態が生じ、オーステナイトが生成し、最終的にオーステナイト(γ相)から軟質なフェライト組織が生成する。また、逆変態しなかった部分においても、Ac1変態点を超える加熱の効果で硬度が低下する。これにより、得られる厚鋼板の表層が軟質化する。このため、得られる厚鋼板の耐サワー性が向上する。 As described above, the present inventor has found that by heating the surface of the rolled material to a temperature range exceeding the Ac1 transformation point, the surface layer can be softened and the hardness of the surface layer can be sufficiently reduced. In the surface layer of the rolled material having a depth of less than 1 mm, a composite structure of martensite and bainite tends to be formed. By heating in a temperature range above the Ac1 transformation point, in the microstructure near the surface of the rolled material, at least partly, reverse transformation of the structure occurs, austenite is generated, and finally austenite (γ phase). ) Produces a soft ferrite structure. Further, even in the portion not reverse-transformed, the hardness is lowered by the effect of heating exceeding the Ac1 transformation point. As a result, the surface layer of the obtained thick steel sheet is softened. Therefore, the sour resistance of the obtained thick steel sheet is improved.
このような熱処理は、特許文献1~3に記載されているような島状マルテンサイトの分解のみを目的としたものではなく、表層付近に存在するマルテンサイトおよびベイナイト等を含む組織全体の改質を目的とする。そして、上記熱処理においては、これらに記載された加熱温度域よりも高い温度域で加熱が行われ、表層付近に、少なくとも部分的には、昇温時の逆変態と降温時の変態とによって生成した比較的軟質なフェライト組織が含有される。さらに、本工程において生成されるフェライト組織は、熱間圧延および引き続く冷却時に生成し得るフェライト組織と比較し、異方性の程度が低く、一旦生じた亀裂等を伝播しにくい。したがって、本工程で行われる熱処理は、特許文献1~3に記載されている方法と比較して、より確実に圧延材の表層を軟化させ、得られる厚鋼板の耐サワー性を向上させることができる。 Such heat treatment is not only for the purpose of decomposing island-shaped martensite as described in Patent Documents 1 to 3, but is for modifying the entire structure including martensite and bainite existing near the surface layer. With the goal. Then, in the above heat treatment, heating is performed in a temperature range higher than the heating temperature range described in these, and it is generated in the vicinity of the surface layer, at least partially, by reverse transformation at the time of temperature rise and transformation at the time of temperature decrease. Contains a relatively soft ferrite structure. Further, the ferrite structure generated in this step has a lower degree of anisotropy than the ferrite structure that can be generated during hot rolling and subsequent cooling, and it is difficult to propagate cracks and the like once formed. Therefore, the heat treatment performed in this step can more reliably soften the surface layer of the rolled material and improve the sour resistance of the obtained thick steel sheet as compared with the methods described in Patent Documents 1 to 3. can.
一方で、単純に圧延材の加熱を行うと、圧延材全体がAc1変態点を超えてしまう結果、得られる厚鋼板の強度が著しく低下してしまう。この点を鑑み、本発明においては、圧延材の表面温度に着目し、上記の条件で急速に加熱を行うことにより、圧延材の内部領域での温度上昇を抑制しつつ、表層付近を選択的に加熱する工夫を行った。以下、本工程における加熱条件について詳細に説明する。なお、本工程において記載される温度は、特に断りのない限り、圧延材の表面温度を指す。 On the other hand, if the rolled material is simply heated, the entire rolled material exceeds the Ac1 transformation point, and as a result, the strength of the obtained thick steel sheet is significantly reduced. In view of this point, in the present invention, attention is paid to the surface temperature of the rolled material, and by rapidly heating under the above conditions, the temperature rise in the internal region of the rolled material is suppressed, and the vicinity of the surface layer is selectively selected. We devised to heat it. Hereinafter, the heating conditions in this step will be described in detail. The temperature described in this step refers to the surface temperature of the rolled material unless otherwise specified.
まず、本工程においては、圧延材の表面について、(Ac1変態点-50℃)以下の温度から加熱を行う。このようにAc1変態点よりも充分に低温から急速に加熱を行うことにより、圧延材の内部領域の温度の上昇を防止し、得られる厚鋼板の強度を優れたものとすることができる。好ましくは、(Ac1変態点-150℃)以下の温度から加熱を行う。これに対し、加熱の開始温度が、前記上限値を超えると、圧延材の内部領域の温度の上昇が防止できず、得られる厚鋼板の強度が劣ったものとなる。なお、この第3工程を実施するにあたっては、前工程である第2工程の加速冷却工程における冷却停止温度を(Ac1変態点-50℃)以下の温度としたり、あるいは加速冷却工程後、本工程前にさらに空冷等の追加の冷却を行ったりするなどして、確実に(Ac1変態点-50℃)以下の温度から加熱を行うことが肝要である。 First, in this step, the surface of the rolled material is heated from a temperature of (Ac1 transformation point −50 ° C.) or lower. By rapidly heating from a temperature sufficiently lower than the Ac1 transformation point in this way, it is possible to prevent the temperature of the internal region of the rolled material from rising and to improve the strength of the obtained thick steel sheet. Preferably, heating is performed from a temperature of (Ac1 transformation point −150 ° C.) or lower. On the other hand, when the heating start temperature exceeds the upper limit value, the temperature rise in the internal region of the rolled material cannot be prevented, and the strength of the obtained thick steel sheet is inferior. In carrying out this third step, the cooling stop temperature in the accelerated cooling step of the second step, which is the previous step, may be set to a temperature of (Ac1 transformation point -50 ° C) or less, or after the accelerated cooling step, this step may be performed. It is important to surely heat from a temperature below (Ac1 transformation point −50 ° C.) by performing additional cooling such as air cooling before.
なお、Ac1変態点は、熱膨張測定装置を使用して、加熱による試料の膨張量を測定することにより得ることができる。 The Ac1 transformation point can be obtained by measuring the amount of expansion of the sample due to heating using a thermal expansion measuring device.
また、本工程において、圧延材の表面について、加熱時の平均昇温速度は、2.0℃/秒以上である。これにより、表面に付与された熱が圧延材の内部領域に拡散することが軽減され、圧延材の内部領域の温度の上昇を抑制することができる。これに対し、平均昇温速度が前記下限値未満の場合、表面に付与された熱が圧延材の内部領域に拡散し、圧延材の内部領域の温度の上昇が防止できず、得られる厚鋼板の強度が劣ったものとなる。平均昇温速度は、上述した範囲内であれば限定されないが、熱の圧延材の内部領域への拡散防止の観点から、好ましくは10℃/秒以上、より好ましくは20℃/秒以上である。一方で、平均昇温速度の上限値は、特に限定されないが、加熱装置の温度制御性能の制約等により、例えば、400℃/秒以下、好ましくは200℃/秒以下である。 Further, in this step, the average heating rate of the surface of the rolled material during heating is 2.0 ° C./sec or more. As a result, the heat applied to the surface is reduced from diffusing into the internal region of the rolled material, and the temperature rise in the internal region of the rolled material can be suppressed. On the other hand, when the average temperature rise rate is less than the lower limit, the heat applied to the surface diffuses into the internal region of the rolled material, and the temperature rise in the internal region of the rolled material cannot be prevented, so that the obtained thick steel sheet cannot be prevented. The strength of is inferior. The average heating rate is not limited as long as it is within the above range, but is preferably 10 ° C./sec or more, more preferably 20 ° C./sec or more, from the viewpoint of preventing the diffusion of heat into the internal region of the rolled material. .. On the other hand, the upper limit of the average temperature rise rate is not particularly limited, but is, for example, 400 ° C./sec or less, preferably 200 ° C./sec or less due to restrictions on the temperature control performance of the heating device.
また、本工程における目的とする加熱到達温度は、上述したように、Ac1変態点を超える第2の温度域である。これにより、圧延材の表層付近を十分に軟化させることができ、得られる厚鋼板の耐サワー性を優れたものとすることができる。これに対し、加熱到達温度がAc1変態点以下の場合、表層のミクロ組織の逆変態を部分的にも生じさせることができず、圧延材の表層付近を十分に軟化させることができない。この結果、得られる厚鋼板の耐サワー性が劣るものとなる。 Further, the target heating temperature reached in this step is a second temperature range exceeding the Ac1 transformation point, as described above. As a result, the vicinity of the surface layer of the rolled material can be sufficiently softened, and the sour resistance of the obtained thick steel sheet can be made excellent. On the other hand, when the heat reached temperature is equal to or lower than the Ac1 transformation point, the reverse transformation of the microstructure of the surface layer cannot be partially generated, and the vicinity of the surface layer of the rolled material cannot be sufficiently softened. As a result, the sour resistance of the obtained thick steel sheet becomes inferior.
第2の温度域(加熱到達温度の温度域)は、Ac1変態点を超えるものであれば特に限定されないが、好ましくは720℃以上、より好ましくは740℃以上である。これにより、より確実に圧延材の表層付近を軟化させることができる。また、第2の温度域の上限値は、特に限定されないが、好ましくはAc3変態点以下、より好ましくは840℃以下、さらに好ましくは820℃以下である。これにより、表層付近に存在する過度の熱が圧延材の内部領域へ拡散することをより確実に防止することができる。 The second temperature range (temperature range of the ultimate heating temperature) is not particularly limited as long as it exceeds the Ac1 transformation point, but is preferably 720 ° C. or higher, more preferably 740 ° C. or higher. This makes it possible to more reliably soften the vicinity of the surface layer of the rolled material. The upper limit of the second temperature range is not particularly limited, but is preferably Ac3 transformation point or less, more preferably 840 ° C or lower, and further preferably 820 ° C or lower. This makes it possible to more reliably prevent the excessive heat existing in the vicinity of the surface layer from diffusing into the internal region of the rolled material.
なお、Ac3変態点は、熱膨張測定装置を使用して、加熱による試料の膨張量を測定することにより得ることができる。 The Ac3 transformation point can be obtained by measuring the amount of expansion of the sample due to heating using a thermal expansion measuring device.
また、上記第2の温度域を維持する時間(維持時間)は、1秒以上600秒以下である。これにより、圧延材の表層付近を十分に軟化させることができるとともに、圧延材の内部領域の温度の上昇を防止することができる。これに対し、維持時間が前記下限値未満の場合、圧延材の表層付近のミクロ組織を十分に変態させることができず、得られる厚鋼板の表層を軟化させることができない。この結果、得られる厚鋼板は耐サワー性に劣ってしまう。また、維持時間が前記上限値を超えると、表層付近に存在する熱が圧延材内部領域に拡散してしまう結果、得られる厚鋼板の強度が低下してしまう。 The time (maintenance time) for maintaining the second temperature range is 1 second or more and 600 seconds or less. As a result, the vicinity of the surface layer of the rolled material can be sufficiently softened, and the temperature of the internal region of the rolled material can be prevented from rising. On the other hand, when the maintenance time is less than the lower limit, the microstructure near the surface layer of the rolled material cannot be sufficiently transformed, and the surface layer of the obtained thick steel sheet cannot be softened. As a result, the obtained thick steel sheet is inferior in sour resistance. Further, when the maintenance time exceeds the upper limit value, the heat existing in the vicinity of the surface layer diffuses into the inner region of the rolled material, and as a result, the strength of the obtained thick steel sheet decreases.
維持時間は、1秒以上であればよいが、好ましくは3秒以上、より好ましくは10秒以上である。これにより、圧延材の表層付近をより一層軟化させることができ、厚鋼板の耐サワー性をより一層優れたものとすることができる。また、維持時間は600秒以下であればよいが、好ましくは120秒以下、より好ましくは30秒以下である。これにより、圧延材内部領域の温度の上昇をより確実に防止することができ、得られる厚鋼板の強度を優れたものとすることができる。 The maintenance time may be 1 second or longer, preferably 3 seconds or longer, and more preferably 10 seconds or longer. As a result, the vicinity of the surface layer of the rolled material can be further softened, and the sour resistance of the thick steel sheet can be further improved. The maintenance time may be 600 seconds or less, but is preferably 120 seconds or less, and more preferably 30 seconds or less. As a result, it is possible to more reliably prevent the temperature from rising in the inner region of the rolled material, and the strength of the obtained thick steel sheet can be made excellent.
また、本工程において、加熱はいかなる方法で行ってもよい。加熱は、例えば、誘導加熱、レーザー加熱、その他、電磁波の放射による加熱方法などにより行うことができる。これらの手段は、急速加熱に適している。また、中でも誘導加熱は、圧延材の表層付近を選択的に高能率で加熱できるため好ましい。この場合、誘導加熱における印加周波数は、特に限定されないが、例えば、表層付近を選択的に高能率で加熱するため、2kHz以上200kHz以下、好ましくは6kHz以上120kHz以下、より好ましくは20kHz以上80kHz以下である。 Further, in this step, heating may be performed by any method. The heating can be performed by, for example, induction heating, laser heating, or a heating method using electromagnetic wave radiation. These means are suitable for rapid heating. Induction heating is particularly preferable because it can selectively heat the vicinity of the surface layer of the rolled material with high efficiency. In this case, the applied frequency in the induction heating is not particularly limited, but for example, in order to selectively heat the vicinity of the surface layer with high efficiency, the frequency is 2 kHz or more and 200 kHz or less, preferably 6 kHz or more and 120 kHz or less, and more preferably 20 kHz or more and 80 kHz or less. be.
また、加熱後の冷却速度は、特に限定されるものではなく、空冷、ミスト散布等の徐冷により行うことができる。また、加熱後の冷却停止温度も特に限定されない。 The cooling rate after heating is not particularly limited, and can be performed by slow cooling such as air cooling or mist spraying. Further, the cooling shutdown temperature after heating is not particularly limited.
なお、以上の第3の工程は、第2の工程の終了後直ちに行ってもよいし、第2の工程後時間をおいて行われてもよい。
また、後者の場合、第3の工程の実施に先立ち、予備加熱を行ってもよい。予備加熱の方法は、特に限定されるものではなく、ガス燃焼による熱処理炉等により行うことができる。また、予備加熱は、上述した(Ac1変態点-50℃)以下の温度まで行うことができる。この場合の昇温速度も特に限定されるものではない。
The above-mentioned third step may be performed immediately after the completion of the second step, or may be performed after a time after the second step.
Further, in the latter case, preheating may be performed prior to the implementation of the third step. The method of preheating is not particularly limited, and can be performed by a heat treatment furnace or the like by gas combustion. Further, the preheating can be performed up to a temperature equal to or lower than the above-mentioned (Ac1 transformation point −50 ° C.). The rate of temperature rise in this case is also not particularly limited.
以上の工程を経ることにより、厚鋼板を得ることができる。しかしながら、必要に応じて、厚鋼板に対し、他の処理、例えば、以下の第4の工程が行われてもよい。 By going through the above steps, a thick steel plate can be obtained. However, if necessary, other treatments, for example, the following fourth step may be performed on the thick steel sheet.
<第4の工程(テンパー処理)>
得られた厚鋼板には、必要に応じて熱処理(テンパー処理)が行われてもよい。これにより、第3の工程において2相域への加熱と冷却に伴って、硬質組織である島状マルテンサイト(Martensite-Austenite Constituent:MA)が生成した場合であっても、本工程においてこれを分解することができる。このように耐サワー性に悪影響をもたらし得る島状マルテンサイトを分解することにより、得られる厚鋼板の耐サワー性をより一層優れたものとすることができる。
<Fourth step (temper processing)>
The obtained thick steel sheet may be heat-treated (tempered) if necessary. As a result, even if island-like martensite (Martensite-Austenite Constituent: MA), which is a hard structure, is generated as a result of heating and cooling to the two-phase region in the third step, this can be achieved in this step. Can be disassembled. By decomposing the island-shaped martensite that can adversely affect the sour resistance in this way, the sour resistance of the obtained thick steel sheet can be further improved.
このような熱処理の温度としては、例えば、Ac1変態点未満の温度、好ましくは650℃以下、より好ましくは600℃以下であることができる。これにより、再度のオーステナイトへの逆変態を防止しつつ、島状マルテンサイトを分解することができる。また、熱処理温度は、島状マルテンサイトを分解可能であれば特に限定されず、例えば、400℃以上、好ましくは500℃以上であることができる。 The temperature of such heat treatment can be, for example, a temperature below the Ac1 transformation point, preferably 650 ° C. or lower, and more preferably 600 ° C. or lower. This makes it possible to decompose the island-like martensite while preventing the reverse transformation to austenite again. The heat treatment temperature is not particularly limited as long as the island-shaped martensite can be decomposed, and can be, for example, 400 ° C. or higher, preferably 500 ° C. or higher.
また、熱処理において、上記温度を維持する時間(維持時間)は、特に限定されないが、例えば、600秒以上、好ましくは1200秒以上とすることができる。なお、熱処理コスト、特に省エネルギー上の理由から、維持時間は、3600秒以下、好ましくは2400秒以下とすることができる。 Further, in the heat treatment, the time for maintaining the temperature (maintenance time) is not particularly limited, but may be, for example, 600 seconds or longer, preferably 1200 seconds or longer. The maintenance time can be 3600 seconds or less, preferably 2400 seconds or less, for the reason of heat treatment cost, particularly energy saving.
また、熱処理における厚鋼板の昇温速度および冷却速度は、特に限定されず、例えば、一般の厚鋼板の工場にて使用される熱処理装置の構成に応じて適宜選択することができる。 Further, the heating rate and the cooling rate of the thick steel sheet in the heat treatment are not particularly limited, and can be appropriately selected depending on, for example, the configuration of the heat treatment apparatus used in a general thick steel sheet factory.
以上の工程によって得られた厚鋼板は、上述した第3の工程において圧延材表層部を選択的にAc1変態点以上に加熱することにより、表層に特定のフェライト組織が十分に生成し、表層の硬度が十分に低下している。したがって、得られる厚鋼板は、耐サワー性、特に耐SSC性に優れている。一方で、第3の工程において圧延材表層を選択的に加熱することにより圧延材の内部領域での温度上昇が抑制されている。この結果、第3の工程により得られる厚鋼板の強度に悪影響を及ぼさないものとなる。したがって、得られる厚鋼板の強度を優れたものとして維持することができる。 In the thick steel sheet obtained by the above steps, the surface layer portion of the rolled material is selectively heated to the Ac1 transformation point or higher in the third step described above, whereby a specific ferrite structure is sufficiently formed on the surface layer, and the surface layer is formed. The hardness is sufficiently reduced. Therefore, the obtained thick steel sheet is excellent in sour resistance, particularly SSC resistance. On the other hand, by selectively heating the surface layer of the rolled material in the third step, the temperature rise in the internal region of the rolled material is suppressed. As a result, the strength of the thick steel sheet obtained by the third step is not adversely affected. Therefore, the strength of the obtained thick steel sheet can be maintained as excellent.
〔2.厚鋼板〕
次に本実施形態に係る厚鋼板について説明する。
本実施形態に係る厚鋼板は、表層において、厚さ方向にて内部領域と比較して、所定のフェライト組織を豊富に含む。
[2. Thick steel plate]
Next, the thick steel plate according to this embodiment will be described.
The thick steel sheet according to the present embodiment contains abundant a predetermined ferrite structure in the surface layer as compared with the internal region in the thickness direction.
厚鋼板の内部領域、例えば板厚方向1/4t~3/4tの部位(tは板厚を示す)のミクロ組織は、厚鋼板の引張強度等の機械的性質に大きな影響を与える。 The microstructure of the internal region of the thick steel sheet, for example, the portion of 1/4 t to 3/4 t in the plate thickness direction (t indicates the plate thickness) has a great influence on the mechanical properties such as the tensile strength of the thick steel plate.
厚鋼板は内部領域に、ミクロ組織として、例えばベイナイトを主として含むことができる。これにより、厚鋼板は、十分な強度および靱性を有することができる。また、内部領域のミクロ組織として、フェライト、パーライトやフレッシュマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイト等のマルテンサイト、島状マルテンサイト(MA)等を含んでもよい。 The thick steel sheet can mainly contain, for example, bainite as a microstructure in the internal region. Thereby, the thick steel plate can have sufficient strength and toughness. Further, as the microstructure of the internal region, ferrite, pearlite, fresh martensite, martensite such as tempered martensite, island-like martensite (MA) and the like may be contained.
また、厚鋼板は、表層に、ミクロ組織として、例えば、焼き戻しベイナイトおよびフェライトを含む。また、厚鋼板は、表層に、その他パーライト、焼き戻しマルテンサイト、島状マルテンサイト(MA)等を含んでいてもよい。 In addition, the thick steel sheet contains, for example, tempered bainite and ferrite as microstructures on the surface layer. Further, the thick steel sheet may contain other pearlite, tempered martensite, island-shaped martensite (MA) and the like in the surface layer.
なお、本実施形態において、厚鋼板の表層としては、板厚方向で表面から0.1mm以上1.0mm以下の部位(「表層領域」ともいう)について組織や硬度の評価を行う。なお、表面から0.1mm未満の部位については、化学組成の変化等が発生している場合があり、本実施形態の厚鋼板における表層の組織や硬度の評価には適さないため、当該評価の対象部位から除外する。 In the present embodiment, as the surface layer of the thick steel sheet, the structure and hardness are evaluated for a portion of 0.1 mm or more and 1.0 mm or less (also referred to as “surface layer region”) from the surface in the plate thickness direction. It should be noted that changes in the chemical composition may occur in the portion less than 0.1 mm from the surface, which is not suitable for the evaluation of the surface structure and hardness of the thick steel sheet of the present embodiment. Exclude from the target site.
また、厚鋼板等の鋼材の内部領域としては、その全領域について組織等の評価を行うことは煩雑である。したがって、本実施形態においては、鋼材の内部領域を代表して、板厚中心から板厚方向で-2.5mm~2.5mmの領域(「中心領域」ともいう)について組織等の評価を行う。 Further, as for the internal region of a steel material such as a thick steel plate, it is complicated to evaluate the structure or the like in the entire region. Therefore, in the present embodiment, on behalf of the internal region of the steel material, the structure and the like are evaluated in the region of −2.5 mm to 2.5 mm (also referred to as “center region”) in the plate thickness direction from the center of the plate thickness. ..
そして上述したように、本実施形態において、厚鋼板は、表層において、板厚方向にて内部領域と比較して、フェライト組織を豊富に含む。具体的には、本実施形態に係る厚鋼板においては、表層領域における表層フェライト面積分率に対する中心領域フェライト面積分率の比(中心領域フェライト面積分率/表層フェライト面積分率、「フェライト分率比」ともいう)は、0.10以下である。 As described above, in the present embodiment, the thick steel sheet contains abundant ferrite structure in the surface layer as compared with the internal region in the plate thickness direction. Specifically, in the thick steel plate according to the present embodiment, the ratio of the central region ferrite area fraction to the surface layer ferrite area fraction in the surface layer region (central region ferrite area fraction / surface layer ferrite area fraction, "ferrite fraction". (Also referred to as "ratio") is 0.10 or less.
このように、厚鋼板の表層領域において軟質なフェライト組織が多く存在することにより、厚鋼板の表層領域における硬度が比較的小さくなるとともに、厚鋼板の内部領域におけるフェライト組織が少なくなる結果、厚鋼板の強度が十分に高くなる。このため、厚鋼板の強度を十分に高めつつ、厚鋼板の耐SSC性を向上させることができる。これに対し、上記のフェライト分率比が0.10を超えると、表層領域におけるフェライト組織が少なくなりすぎる結果、十分な耐サワー性を得ることができない。あるいは、内部領域におけるフェライト組織が多くなりすぎる結果、厚鋼板の強度が低くなる。 As described above, the presence of many soft ferrite structures in the surface layer region of the thick steel sheet makes the hardness in the surface layer region of the thick steel sheet relatively small, and the ferrite structure in the internal region of the thick steel sheet is reduced, resulting in the thick steel sheet. The strength of the is high enough. Therefore, it is possible to improve the SSC resistance of the thick steel sheet while sufficiently increasing the strength of the thick steel sheet. On the other hand, if the ferrite fraction ratio exceeds 0.10, the ferrite structure in the surface layer region becomes too small, and as a result, sufficient sour resistance cannot be obtained. Alternatively, as a result of having too many ferrite structures in the internal region, the strength of the thick steel sheet becomes low.
なお、上記のフェライト分率比(中心領域フェライト面積分率/表層フェライト面積分率)は、厚鋼板の強度を十分に高めつつ耐SSC性をさらに向上させる観点から、好ましくは0.07以下、より好ましくは0.05以下である。また、上記フェライト分率比の下限値は、特に限定されず0であってもよい。なお、表層フェライト面積分率が完全に0の場合は、上記のフェライト分率比が算出できないが、そのような厚鋼板は本発明の対象外である。 The above-mentioned ferrite surface integral ratio (central region ferrite surface integral / surface integral surface integral) is preferably 0.07 or less from the viewpoint of further improving the SSC resistance while sufficiently increasing the strength of the thick steel sheet. More preferably, it is 0.05 or less. Further, the lower limit of the ferrite fraction ratio is not particularly limited and may be 0. When the surface integral surface integral ratio is completely 0, the above ferrite surface integral ratio cannot be calculated, but such a thick steel sheet is out of the scope of the present invention.
また、本実施形態に係る厚鋼板は、圧延方向および板厚方向の断面を観察した際に、表層領域において、連続したフェライト組織の板厚方向長さに対する圧延方向長さの比(圧延方向長さ/板厚方向長さ)の平均値(以下、「異方性指数」ともいう)が、5.0以下である。これにより、厚鋼板の耐SSC性が向上する。これは、表層領域の平面方向におけるフェライト、ベイナイト等の形状および配向の異方性が小さくなることにより、表層領域において一旦生じた亀裂が伝播しにくくなったものと考えられる。一方で、上記異方性指数が、上記上限値を超えると、耐SSC性を優れたものとすることができない。これについても、表層領域において異方性の大きなフェライト、ベイナイト等が配向して存在することにより、表層領域において一旦生じた亀裂が伝播しやすくなるものと考えられる。 Further, in the thick steel plate according to the present embodiment, when the cross sections in the rolling direction and the plate thickness direction are observed, the ratio of the length in the rolling direction to the length in the plate thickness direction of the continuous ferrite structure in the surface layer region (length in the rolling direction). The average value (hereinafter, also referred to as “anisotropic index”) of rolling stock / length in the plate thickness direction) is 5.0 or less. This improves the SSC resistance of the thick steel sheet. It is considered that this is because the anisotropy of the shape and orientation of ferrite, bainite, etc. in the plane direction of the surface layer region becomes small, so that the crack once generated in the surface layer region becomes difficult to propagate. On the other hand, if the anisotropy index exceeds the upper limit, the SSC resistance cannot be improved. In this case as well, it is considered that the presence of highly anisotropy ferrite, bainite, etc. in the surface layer region facilitates the propagation of cracks once generated in the surface layer region.
なお、上述したような異方性指数は、耐SSC性をさらに向上させる観点から、好ましくは3.0以下、より好ましくは2.0以下である。また、異方性指数の下限値は、特に限定されないが、通常1.0以上である。 The anisotropy index as described above is preferably 3.0 or less, more preferably 2.0 or less, from the viewpoint of further improving the SSC resistance. The lower limit of the anisotropy index is not particularly limited, but is usually 1.0 or more.
また、上述したような5.0以下の異方性指数は、例えば上記第3の工程において行われるような熱間圧延後の特定の熱処理によって得られる。一方で、熱間圧延およびその後の冷却工程において生じたフェライト組織は、熱間圧延時に形成された形状を引き継いで一般に圧延方向に長い形状を有しており、必ずしも上記の5.0以下の異方性指数を有することはできない。 Further, the anisotropy index of 5.0 or less as described above is obtained by a specific heat treatment after hot rolling, for example, as performed in the third step. On the other hand, the ferrite structure generated in the hot rolling and the subsequent cooling process inherits the shape formed during the hot rolling and generally has a long shape in the rolling direction, which is not necessarily the above-mentioned 5.0 or less difference. It cannot have an anisotropy index.
なお、表層フェライト面積分率は、厚鋼板の板厚方向断面における表層領域のフェライト組織の面積率を意味し、また中心領域フェライト面積分率は、厚鋼板の板厚方向断面における中心領域のフェライト組織の面積率を意味している。これらの表層フェライト面積分率及び中心領域フェライト面積分率は、例えば以下のようにして測定することができる。 The surface integral surface integral means the area ratio of the ferrite structure in the surface layer region in the cross section in the plate thickness direction of the thick steel plate, and the central region ferrite surface integral means the ferrite in the central region in the cross section in the plate thickness direction of the thick steel plate. It means the surface integral of the organization. These surface integral surface integrals and central region ferrite surface integrals can be measured, for example, as follows.
厚鋼板の圧延方向中央付近かつ幅方向中央付近の位置から、組織調査用の試験片を採取する。採取した試料を、板厚方向と圧延方向に平行な面を観察面として鏡面研磨し、ナイタールで腐食して、光学顕微鏡を用いて、表層領域、及び中心領域にて撮影する。このようにして得られた画像から、表層領域、及び中心領域のフェライト分率(面積率)をそれぞれ求めることにより、表層フェライト面積分率及び中心領域フェライト面積分率を得ることができる。 A test piece for microstructure investigation is collected from a position near the center of the thick steel sheet in the rolling direction and near the center in the width direction. The collected sample is mirror-polished with a surface parallel to the plate thickness direction and the rolling direction as an observation surface, corroded with nital, and photographed in the surface layer region and the central region using an optical microscope. By obtaining the ferrite fractions (surface integrals) of the surface layer region and the central region from the images thus obtained, the surface integral ferrite area fractions and the central region ferrite surface integrals can be obtained.
さらに、上記の表層領域におけるフェライト組織の異方性指数は、以下のようにして測定することができる。まず、上述のように、板厚方向と圧延方向に平行な面を鏡面研磨し、ナイタールで腐食した観察試料を得る。 Further, the anisotropy index of the ferrite structure in the surface layer region can be measured as follows. First, as described above, a surface parallel to the plate thickness direction and the rolling direction is mirror-polished to obtain an observation sample corroded by nital.
次いで、観察試料を光学顕微鏡等により観察し、観察試料の断面画像を得て、断面画像より個々のフェライト組織を特定する。本実施形態において、1つのフェライト組織は、1つのフェライト結晶粒または複数のフェライト結晶粒の集合体により構成される。そして、断面画像における個々のフェライト組織について、フェライト組織が他の組織(例えばベイナイト組織)と隣接している縁部分をフェライト組織の外縁部分とすることができる。 Next, the observation sample is observed with an optical microscope or the like, a cross-sectional image of the observation sample is obtained, and each ferrite structure is specified from the cross-sectional image. In the present embodiment, one ferrite structure is composed of one ferrite crystal grain or an aggregate of a plurality of ferrite crystal grains. Then, for each ferrite structure in the cross-sectional image, the edge portion where the ferrite structure is adjacent to another structure (for example, bainite structure) can be used as the outer edge portion of the ferrite structure.
そして、特定された個々のフェライト組織のうち、ランダムに10個以上、好ましくは20個以上について、圧延方向の長さと板厚方向の長さとを測定し、板厚方向の長さに対する圧延方向の長さの比を得る。そして、得られた板厚方向の長さに対する圧延方向の長さの比を平均して、上記異方性指数を得る。なお、断面画像におけるフェライト面積率が50%以上の場合には、フェライト組織によって囲まれた他の組織(例えばベイナイト組織)について、上述の長さを測定して、上記異方性指数を得ることもできる。 Then, among the specified individual ferrite structures, the length in the rolling direction and the length in the plate thickness direction are measured at random for 10 or more, preferably 20 or more, in the rolling direction with respect to the length in the plate thickness direction. Get the length ratio. Then, the ratio of the length in the rolling direction to the length in the obtained plate thickness direction is averaged to obtain the above anisotropy index. When the ferrite area ratio in the cross-sectional image is 50% or more, the above-mentioned length is measured for another structure (for example, bainite structure) surrounded by the ferrite structure to obtain the above-mentioned anisotropy index. You can also.
また、厚鋼板の表層領域におけるビッカーズ硬度は、250Hv以下である。これにより、厚鋼板の耐SSC性を十分に高いものとすることができる。上記表層領域におけるビッカーズ硬度は、より好ましくは230Hv以下、さらに好ましくは220Hv以下である。なお、厚鋼板の表層領域におけるビッカーズ硬度は、その下限値については特に限定されないが、引張強度確保の観点から、通常170Hv以上、好ましくは180Hv以上である。 The Vickers hardness in the surface layer region of the thick steel sheet is 250 Hv or less. As a result, the SSC resistance of the thick steel sheet can be made sufficiently high. The Vickers hardness in the surface layer region is more preferably 230 Hv or less, still more preferably 220 Hv or less. The Vickers hardness in the surface layer region of the thick steel sheet is not particularly limited, but is usually 170 Hv or more, preferably 180 Hv or more, from the viewpoint of ensuring the tensile strength.
なお、厚鋼板の表層領域におけるビッカーズ硬度は、例えば以下のようにして測定することができる。まず、厚鋼板の圧延方向中央付近かつ幅方向中央付近の位置から、断面硬度測定用の試験片を採取する。次いで、マイクロビッカース硬度試験機を使用して、測定荷重100gで、各例に係る厚鋼板の上面の0.1mm深さの部位から板厚方向1.0mm深さまで所定のピッチ、例えば0.1mmピッチで測定を行い、板厚方向と圧延方向を含む面における硬度分布を測定する。得られた測定値のうち最大値を最大ビッカーズ硬度として評価することができる。 The Vickers hardness in the surface layer region of the thick steel sheet can be measured, for example, as follows. First, a test piece for measuring cross-sectional hardness is collected from a position near the center of the thick steel sheet in the rolling direction and near the center in the width direction. Then, using a Micro Vickers hardness tester, with a measured load of 100 g, a predetermined pitch, for example 0.1 mm, from a portion of the upper surface of the thick steel plate according to each example at a depth of 0.1 mm to a depth of 1.0 mm in the plate thickness direction. The pitch is measured, and the hardness distribution on the surface including the plate thickness direction and the rolling direction is measured. The maximum value among the obtained measured values can be evaluated as the maximum Vickers hardness.
なお、厚鋼板の化学組成は、特に限定されない。しかしながら、例えば、厚鋼板の原料としての上述した鋼と同様の化学組成を有することができる。 The chemical composition of the thick steel sheet is not particularly limited. However, for example, it can have the same chemical composition as the above-mentioned steel as a raw material for a thick steel sheet.
また、厚鋼板の厚さは、その用途に応じて適宜設定できるが、例えば6mm以上、好ましくは7.0mm以上、より好ましくは10mm以上である。鋼板がこのように比較的厚い場合、製造時の加速冷却時に圧延材の内部領域と表層とで温度差が生じやすく、表層の硬度が上昇しやすい。しかしながら、本実施形態においては第3の工程により、表層領域に上述したようなフェライト組織が十分に生じており、表層領域の硬度が十分に低下している。そして、本実施形態に係る方法は、厚鋼板の厚さが上述した範囲にある場合に、特に優れた効果、すなわち優れた耐SSC性を発揮する。一方で、厚鋼板の厚さは、その用途に応じて100mm以下、特に40mm以下とすることができる。 The thickness of the thick steel sheet can be appropriately set according to the intended use, but is, for example, 6 mm or more, preferably 7.0 mm or more, and more preferably 10 mm or more. When the steel sheet is relatively thick in this way, a temperature difference is likely to occur between the internal region of the rolled material and the surface layer during accelerated cooling during manufacturing, and the hardness of the surface layer is likely to increase. However, in the present embodiment, the ferrite structure as described above is sufficiently formed in the surface layer region by the third step, and the hardness of the surface layer region is sufficiently lowered. The method according to the present embodiment exhibits a particularly excellent effect, that is, excellent SSC resistance, when the thickness of the thick steel sheet is within the above-mentioned range. On the other hand, the thickness of the thick steel sheet can be 100 mm or less, particularly 40 mm or less, depending on the application.
以上説明した本実施形態に係る厚鋼板は、例えば上述した本実施形態に係る厚鋼板の製造法により製造することができる。
また、上述した本実施形態に係る厚鋼板は、耐サワー性に優れ、また、優れた強度が維持できていることから、硫化水素を含む環境下における用途、例えばラインパイプ、特にUOラインパイプに好適に使用できる。すなわち、本実施形態に係る厚鋼板は、耐サワーラインパイプ用厚鋼板であることができる。
The thick steel plate according to the present embodiment described above can be manufactured by, for example, the above-mentioned manufacturing method for the thick steel plate according to the present embodiment.
Further, since the above-mentioned thick steel sheet according to the present embodiment has excellent sour resistance and can maintain excellent strength, it can be used for applications in an environment containing hydrogen sulfide, for example, line pipes, especially UO line pipes. Can be suitably used. That is, the thick steel plate according to the present embodiment can be a thick steel plate for sour line pipes.
以下では、実施例および比較例を参照しながら、上述した本実施形態に係る厚鋼板および厚鋼板の製造方法について具体的に説明する。なお、以下に示す実施例は、あくまでも一例であって、本実施形態に係る厚鋼板および厚鋼板の製造方法が下記の例に限定されるものではない。 Hereinafter, the method for manufacturing the thick steel plate and the thick steel plate according to the above-described embodiment will be specifically described with reference to Examples and Comparative Examples. It should be noted that the examples shown below are merely examples, and the method for manufacturing the thick steel plate and the thick steel plate according to the present embodiment is not limited to the following examples.
<1.厚鋼板の製造>
(第1の工程)
以下の表1に示す化学組成を有する厚さ250mmの鋼片(試験鋼)を1180℃に加熱し、3600秒の均熱保持後、熱間圧延によって仕上温度840℃で表2に示す板厚とした。ここで熱間圧延は900℃以下の温度域における合計圧下率が50%以上となる条件で行った。なお、表1中、昇温時の変態開始温度、終了温度であるAc1変態点、Ac3変態点、降温時(非水冷)の変態開始温度であるAr3変態点は、直径3mm、長さ10mmの試験片を鋼片から採取して、熱膨張測定試験機によって求めた。
<1. Manufacture of thick steel sheets>
(First step)
A steel piece (test steel) having a chemical composition shown in Table 1 below and having a thickness of 250 mm is heated to 1180 ° C., kept at a soaking temperature for 3600 seconds, and then hot-rolled at a finishing temperature of 840 ° C. And said. Here, hot rolling was performed under the condition that the total rolling reduction in the temperature range of 900 ° C. or lower was 50% or more. In Table 1, the transformation start temperature at the time of temperature rise, the Ac1 transformation point which is the end temperature, the Ac3 transformation point, and the Ar3 transformation point which is the transformation start temperature at the time of temperature decrease (non-water cooling) have a diameter of 3 mm and a length of 10 mm. The test piece was taken from a steel piece and obtained by a thermal expansion measuring tester.
(第2の工程)
各例に係る試験鋼について、表2に示す開始温度から停止温度460℃までの水冷による加速冷却を行った。ここで開始温度は表面温度であり、また停止温度は復熱時の表面温度の最大値を指す。また、加速冷却の冷却速度は、表2に示すとおりであった。なお、例18においては、その後の予備加熱および第3、第4の工程を行わず、加速冷却後の試験鋼を例18に係る厚鋼板として得た。
(Second step)
The test steels according to each example were subjected to accelerated cooling by water cooling from the start temperature shown in Table 2 to the stop temperature of 460 ° C. Here, the start temperature is the surface temperature, and the stop temperature is the maximum value of the surface temperature at the time of reheating. The cooling speeds of accelerated cooling are as shown in Table 2. In Example 18, the test steel after accelerated cooling was obtained as the thick steel plate according to Example 18 without performing the subsequent preheating and the third and fourth steps.
(第2の工程、第3の工程間の工程)
例10および例16の試験鋼については、第2の工程後、第3の工程に先立ち、第3の工程の加熱開始温度(表2)まで、ガス燃焼炉において予備加熱を行った。
(Steps between the second step and the third step)
The test steels of Examples 10 and 16 were preheated in a gas combustion furnace to the heating start temperature (Table 2) of the third step after the second step and prior to the third step.
(第3の工程)
各例に係る試験鋼について、表2に示す条件にて、誘導加熱、あるいは、レーザー光の照射による昇温を行った。具体的には、例1~7、9~17に係る試験鋼については表2に示す印加周波数による誘導加熱による昇温を行い、例8に係る試験鋼についてはレーザー光の照射による昇温を行った。そして、表2に記載される加熱開始温度から、昇温を行い、所定の表面温度に達した後、一定時間(表中「Ac1超保持時間」)その表面温度を維持した。また、表面温度がAc1変態点に達しない条件の例13においては、650℃に到達後、15秒間、同温度を維持した。なお、表2に記載される昇温条件の温度は、全て試験鋼の表面温度である。
また、昇温後の冷却は、空冷(常温の大気中に放置)により行った。
以上により、例9を除き、各例に係る厚鋼板を得た。
(Third step)
The test steels according to each example were heated by induction heating or laser light irradiation under the conditions shown in Table 2. Specifically, the test steels according to Examples 1 to 7 and 9 to 17 are heated by induction heating at the applied frequency shown in Table 2, and the test steels according to Example 8 are heated by irradiation with laser light. went. Then, the temperature was raised from the heating start temperature shown in Table 2, and after reaching a predetermined surface temperature, the surface temperature was maintained for a certain period of time (“Ac1 super-holding time” in the table). Further, in Example 13 under the condition that the surface temperature did not reach the Ac1 transformation point, the same temperature was maintained for 15 seconds after reaching 650 ° C. The temperatures of the temperature rising conditions shown in Table 2 are all the surface temperatures of the test steel.
Further, the cooling after the temperature rise was performed by air cooling (leaving in the atmosphere at room temperature).
As a result, except for Example 9, the thick steel sheets according to each example were obtained.
(第4の工程)
例9に係る試験鋼については、第3の工程後、表2に示す条件で、ガス燃焼炉において熱処理を追加で行った。これにより、例9に係る厚鋼板を得た。
(4th step)
For the test steel according to Example 9, after the third step, additional heat treatment was performed in the gas combustion furnace under the conditions shown in Table 2. As a result, the thick steel plate according to Example 9 was obtained.
<2.組織観察>
得られた各厚鋼板において、フェライト分率比および異方性指数を下記の要領にて測定、算出した。
<2. Tissue observation>
In each of the obtained thick steel sheets, the ferrite fraction ratio and the anisotropy index were measured and calculated as follows.
(フェライト分率比)
各例に係る厚鋼板の圧延方向中央付近かつ幅方向中央付近の位置から、組織調査用の試験片を採取した。採取した試料を、板厚方向と圧延方向に平行な面を観察面として鏡面研磨し、ナイタールで腐食して、光学顕微鏡を用いて、表層領域(表面から板厚方向0.1mm~1.0mm位置)、及び中心領域(板厚中心から厚さ方向で-2.5mm~2.5mm位置)にて、10視野ずつ撮影した。このようにして得られた写真から、表層領域、及び中心領域のフェライト分率(面積率)をそれぞれ求めて表層フェライト面積分率及び中心領域フェライト面積分率を得、フェライト分率比を算出した。
各厚鋼板について算出したフェライト分率比については、フェライト分率比が0.10以下の場合を「○」、0.10超の場合を「×」としてそれぞれ評価した。
(Ferrite fraction ratio)
Test pieces for microstructure investigation were collected from the positions near the center of the rolling direction and the center of the width direction of the thick steel sheets according to each example. The collected sample is mirror-polished with the surface parallel to the plate thickness direction and the rolling direction as the observation surface, corroded with nital, and the surface layer region (0.1 mm to 1.0 mm in the plate thickness direction from the surface) is used using an optical microscope. (Position) and the central region (position of −2.5 mm to 2.5 mm in the thickness direction from the center of the plate thickness), 10 visual fields were photographed at a time. From the photographs thus obtained, the ferrite fractions (surface integrals) of the surface layer region and the central region were obtained, respectively, and the surface integral ferrite area fraction and the central region ferrite surface integral were obtained, and the ferrite fraction ratio was calculated. ..
The ferrite fraction ratio calculated for each thick steel sheet was evaluated as "◯" when the ferrite fraction ratio was 0.10 or less and as "x" when it exceeded 0.10.
(異方性指数)
上述のように各例に係る厚鋼板から採取した上記試料片について、板厚方向と圧延方向に平行な面を鏡面研磨し、ナイタールで腐食した観察試料を得た。観察試料を光学顕微鏡により観察し、観察試料の断面画像を得て、断面画像より個々のフェライト組織を特定した。そして、特定された個々のフェライト組織のうち、ランダムに20個について、圧延方向の長さと板厚方向の長さとを測定し、板厚方向の長さに対する圧延方向の長さの比を得た。なお、断面画像におけるフェライト面積率が50%以上の場合には、フェライト組織によって囲まれた他の組織(ベイナイト組織など)について、上述の長さの比を得た。そして、得られた板厚方向の長さに対する圧延方向の長さの比を平均して、上記異方性指数を得た。
各厚鋼板について得られた異方性指数については、異方性指数が5.0以下の場合を「○」、5.0超の場合を「×」としてそれぞれ評価した。
(Anisotropy index)
As described above, the surface of the sample piece collected from the thick steel plate according to each example was mirror-polished on a surface parallel to the plate thickness direction and the rolling direction to obtain an observation sample corroded by nital. The observation sample was observed with an optical microscope, a cross-sectional image of the observation sample was obtained, and individual ferrite structures were identified from the cross-sectional image. Then, the length in the rolling direction and the length in the plate thickness direction were measured at random for 20 of the specified individual ferrite structures, and the ratio of the length in the rolling direction to the length in the plate thickness direction was obtained. .. When the ferrite area ratio in the cross-sectional image was 50% or more, the above-mentioned length ratio was obtained for other structures (bainite structure or the like) surrounded by the ferrite structure. Then, the ratio of the length in the rolling direction to the length in the obtained plate thickness direction was averaged to obtain the above anisotropy index.
The anisotropy index obtained for each thick steel sheet was evaluated as "◯" when the anisotropy index was 5.0 or less and as "x" when it exceeded 5.0.
<3.表層領域硬度試験>
各例に係る厚鋼板の圧延方向中央付近かつ幅方向中央付近の位置から、断面硬度測定用の試験片を採取し、板厚方向と圧延方向を含む面における硬度分布を測定した。マイクロビッカース硬度試験機を使用して、測定荷重25gで、各例に係る厚鋼板の上面の板厚方向0.1mm深さから1mm深さまで0.1mmピッチで測定を行い、最大値を評価した。十分な耐SSC性を得るために、ビッカーズ硬度の目標値は、250Hv以下とした。
<3. Surface area hardness test>
A test piece for measuring the cross-sectional hardness was collected from a position near the center of the thick steel sheet in the rolling direction and near the center in the width direction of each example, and the hardness distribution on the surface including the plate thickness direction and the rolling direction was measured. Using a Micro Vickers hardness tester, a measurement was performed at a pitch of 0.1 mm from a depth of 0.1 mm in the plate thickness direction to a depth of 1 mm on the upper surface of the thick steel plate according to each example with a measurement load of 25 g, and the maximum value was evaluated. .. In order to obtain sufficient SSC resistance, the target value of Vickers hardness was set to 250 Hv or less.
<4.評価>
得られた各厚鋼板において、引張試験および耐SSC性の評価試験を下記の要領にて実施した。
<4. Evaluation>
Tensile tests and SSC resistance evaluation tests were carried out on each of the obtained thick steel sheets as follows.
(引張試験)
各例に係る厚鋼板より、板状試験片を、試験片の中心が板厚方向1/2位置になるように、試験片の軸が圧延方向に対して垂直になるように採取した。試験片形状は、平行部の直径5mmの14A号試験片(JIS Z 2201)を用いて室温で行い、YS(0.5%ひずみにおける応力)、TS(引張強度)を測定した。ラインパイプのX65級の強度を満足させるために、YSの目標値は450MPa以上、TSの目標値は535MPa以上とした。
(Tensile test)
From the thick steel plates according to each example, plate-shaped test pieces were collected so that the center of the test piece was at the position 1/2 in the plate thickness direction and the axis of the test piece was perpendicular to the rolling direction. The shape of the test piece was measured at room temperature using a No. 14A test piece (JIS Z 2201) having a parallel portion having a diameter of 5 mm, and YS (stress at 0.5% strain) and TS (tensile strength) were measured. In order to satisfy the strength of the X65 class of the line pipe, the target value of YS was 450 MPa or more, and the target value of TS was 535 MPa or more.
(耐SSC性の評価試験)
耐サワー性を評価する曲げ試験片(厚さ:2mm、幅:10mm、長さ:75mm)を、試験片が圧延材の表面になるように、かつ試験片の長辺が圧延方向に対して垂直になるように、各例に係る厚鋼板から3本ずつ採取した。これらの試験片に対して、降伏応力の90%の曲げ負荷応力をかけて、NaClが5%、CH3COOHが0.5%、pHが約3、1気圧の硫化水素を飽和させた常温の水溶液にて30日の浸漬を行い、破断の発生有無を評価した。3本共に破断が生じなかった場合は、耐SSC性が良好(○)と判断した。一方で、試験片の一本でも破断が生じた場合、耐SSCが良好でない(×)と判断した。
以上の結果を表3に合わせて示す。
(SSC resistance evaluation test)
Bending test pieces (thickness: 2 mm, width: 10 mm, length: 75 mm) for evaluating sour resistance are placed so that the test piece is on the surface of the rolled material and the long side of the test piece is in the rolling direction. Three pieces were taken from the thick steel plates according to each example so as to be vertical. A bending load stress of 90% of the yield stress was applied to these test pieces to saturate hydrogen sulfide with NaCl of 5%, CH 3 COOH of 0.5%, and pH of about 3 and 1 atm. Was soaked in the aqueous solution of No. 30 for 30 days, and the presence or absence of breakage was evaluated. When all three were not broken, it was judged that the SSC resistance was good (◯). On the other hand, if even one of the test pieces was broken, it was judged that the SSC resistance was not good (×).
The above results are shown in Table 3.
表3に示すように、本発明例である、例1~11に係る方法により製造された厚鋼板は、いずれもフェライト分率比が0.1以下であり、異方性指数が5.0以下であり、かつ表層領域のビッカーズ硬度が250HV以下であった。 As shown in Table 3, all of the thick steel sheets manufactured by the methods according to Examples 1 to 11 of the present invention have a ferrite fraction ratio of 0.1 or less and an anisotropy index of 5.0. The Vickers hardness of the surface layer region was 250 HV or less.
さらに、表3に示すように、本発明例である、例1~11に係る厚鋼板は、表層領域の硬度が比較的低く、引張特性に優れていた。また、例1~11に係る厚鋼板は、耐SSC性にも優れていた。ただし、第3の工程の加熱条件によっては、各例に係る厚鋼板の物性に若干の違いが生じた。具体的には、表面温度が高めである例3では、YS、TSが低めとなった。印加周波数が高めである例5では、表層硬度が高めとなった。印加周波数が低めである例7では、YS、TSが低めとなった。また、加熱開始温度が高めである例10では、YS、TSが低めとなった。 Further, as shown in Table 3, the thick steel sheets according to Examples 1 to 11 of the present invention have a relatively low hardness in the surface layer region and are excellent in tensile properties. Further, the thick steel plates according to Examples 1 to 11 were also excellent in SSC resistance. However, the physical characteristics of the thick steel sheet according to each example were slightly different depending on the heating conditions in the third step. Specifically, in Example 3 in which the surface temperature was high, YS and TS were low. In Example 5, where the applied frequency was high, the surface hardness was high. In Example 7, where the applied frequency was low, YS and TS were low. Further, in Example 10 in which the heating start temperature was high, YS and TS were low.
これに対し、比較例である例12~18に係る方法により製造された厚鋼板は、いずれも、フェライト分率比が0.1超であるか、異方性指数が5.0超であるか、あるいは表層領域のビッカーズ硬度が250HV超であった。そして、比較例である例12~18に係る厚鋼板は、耐SSC性、引張特性のいずれか少なくとも1つにおいて劣っていた。 On the other hand, the thick steel sheets manufactured by the methods according to Examples 12 to 18 which are comparative examples all have a ferrite fraction ratio of more than 0.1 or an anisotropy index of more than 5.0. Or, the Vickers hardness of the surface layer region was more than 250 HV. The thick steel sheets according to Examples 12 to 18, which are comparative examples, were inferior in at least one of SSC resistance and tensile properties.
例12に係る厚鋼板においては、昇温速度が遅すぎたため、試験鋼の内部領域まで熱が拡散して試験鋼の内部領域の温度が上昇してしまい、結果として引張強度が低下したことが推測された。
例13に係る厚鋼板においては、表面温度をAc1変態点未満としたため、表層領域を十分に軟化できなかったことが推測された。
In the thick steel sheet according to Example 12, since the heating rate was too slow, heat diffused to the internal region of the test steel and the temperature of the internal region of the test steel increased, resulting in a decrease in tensile strength. It was guessed.
In the thick steel sheet according to Example 13, since the surface temperature was set to less than the Ac1 transformation point, it was presumed that the surface layer region could not be sufficiently softened.
例14に係る厚鋼板においては、表面温度をAc1変態点以上とした後の保持時間が長すぎたため、試験鋼の内部領域まで熱が拡散して試験鋼の内部領域の温度が上昇してしまい、結果として引張強度が低下したことが推測された。
例15に係る厚鋼板においては、表面温度をAc1変態点以上とした後の保持時間が短すぎたため、表層の逆変態を十分に行うことができず、表層を十分に軟化できなかったことが推測された。
In the thick steel sheet according to Example 14, the holding time after the surface temperature was set to the Ac1 transformation point or higher was too long, so that the heat diffused to the internal region of the test steel and the temperature of the internal region of the test steel rose. As a result, it was speculated that the tensile strength decreased.
In the thick steel sheet according to Example 15, the holding time after the surface temperature was set to the Ac1 transformation point or higher was too short, so that the reverse transformation of the surface layer could not be sufficiently performed and the surface layer could not be sufficiently softened. It was guessed.
例16に係る厚鋼板においては、加熱開始温度が高すぎた結果、すでに昇温前に試験鋼内部領域まで熱が拡散して試験鋼の内部領域の温度が上昇してしまい、結果として降伏強度が低下したことが推測された。
例17に係る厚鋼板においては、表面温度をAc1変態点以上とした後の保持時間が長すぎたため、試験鋼の内部領域まで熱が拡散して試験鋼の内部領域の温度が上昇してしまい、結果として引張強度が低下したことが推測された。
In the thick steel sheet according to Example 16, as a result of the heating start temperature being too high, heat has already diffused to the internal region of the test steel before the temperature rise, and the temperature of the internal region of the test steel rises, resulting in yield strength. Was speculated to have decreased.
In the thick steel sheet according to Example 17, the holding time after the surface temperature was set to the Ac1 transformation point or higher was too long, so that the heat diffused to the internal region of the test steel and the temperature of the internal region of the test steel rose. As a result, it was speculated that the tensile strength decreased.
例18に係る厚鋼板においては、冷却開始温度が低くなったため、フェライト分率比と異方性指数が大きくなり、降伏強度が低下したのみならず、耐SSC性を低下させたことが推測された。 In the thick steel sheet according to Example 18, since the cooling start temperature was lowered, the ferrite fraction ratio and the anisotropy index were increased, and it is presumed that not only the yield strength was lowered but also the SSC resistance was lowered. rice field.
以上、本発明の好適な実施形態について詳細に説明したが、本発明はかかる例に限定されない。本発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲に記載された技術的思想の範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、これらについても、当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。 Although the preferred embodiments of the present invention have been described in detail above, the present invention is not limited to such examples. It is clear that a person having ordinary knowledge in the field of technology to which the present invention belongs can come up with various modifications or modifications within the scope of the technical ideas described in the claims. , These are also naturally understood to belong to the technical scope of the present invention.
Claims (7)
前記圧延材をAr3変態点超の温度から(Ac1変態点-50℃)以下の温度まで加速冷却する第2の工程と、
前記圧延材の表面について、(Ac1変態点-50℃)以上Ac1変態点以下の第1の温度域を2.0℃/秒以上の平均昇温速度でAc1変態点超の第2の温度域まで加熱し、前記第2の温度域で1秒以上600秒以下保持し、冷却する第3の工程と、
を有し、厚さが19mm以上、100mm以下であり、
表面から0.1mm以上1.0mm以下の表層領域における表層フェライト面積分率に対する板厚中心から厚さ方向で-2.5mm~2.5mmの中心領域における中心領域フェライト面積分率の比(中心領域フェライト面積分率/表層フェライト面積分率)が、0.10以下であり、
圧延方向および板厚方向の断面を観察した際に、前記表層領域において、フェライト組織の板厚方向長さに対する圧延方向長さの比(圧延方向長さ/板厚方向長さ)の平均値が、5.0以下であり、かつ
前記表層領域におけるビッカーズ硬度が、250Hv以下である厚鋼板を得る、厚鋼板の製造方法。 The first step of hot rolling steel to obtain rolled material,
The second step of accelerating and cooling the rolled material from the temperature above the Ar3 transformation point to the temperature below (Ac1 transformation point -50 ° C), and the second step.
Regarding the surface of the rolled material, the first temperature range of (Ac1 transformation point −50 ° C.) or more and below the Ac1 transformation point is the second temperature range exceeding the Ac1 transformation point at an average temperature rise rate of 2.0 ° C./sec or more. The third step of heating to, holding in the second temperature range for 1 second or more and 600 seconds or less, and cooling.
The thickness is 19 mm or more and 100 mm or less.
The ratio of the central region ferrite surface integral in the central region of -2.5 mm to 2.5 mm in the thickness direction from the center of the plate thickness to the surface integral surface integral in the surface integral region of 0.1 mm or more and 1.0 mm or less from the surface (center). Region ferrite surface integral / surface ferrite surface integral) is 0.10 or less.
When observing the cross sections in the rolling direction and the plate thickness direction, the average value of the ratio of the length in the rolling direction (length in the rolling direction / length in the plate thickness direction) to the length in the plate thickness direction of the ferrite structure in the surface layer region is , 5.0 or less, and a method for producing a thick steel sheet, which obtains a thick steel sheet having a Vickers hardness of 250 Hv or less in the surface layer region.
表面から0.1mm以上1.0mm以下の表層領域における表層フェライト面積分率に対する板厚中心から厚さ方向で-2.5mm~2.5mmの中心領域における中心領域フェライト面積分率の比(中心領域フェライト面積分率/表層フェライト面積分率)が、0.10以下であり、
圧延方向および板厚方向の断面を観察した際に、前記表層領域において、フェライト組織の板厚方向長さに対する圧延方向長さの比(圧延方向長さ/板厚方向長さ)の平均値が、5.0以下であり、かつ
前記表層領域におけるビッカーズ硬度が、250Hv以下である、厚鋼板。 The thickness is 19 mm or more and 100 mm or less.
The ratio of the central region ferrite surface integral in the central region of -2.5 mm to 2.5 mm in the thickness direction from the center of the plate thickness to the surface integral surface integral in the surface integral region of 0.1 mm or more and 1.0 mm or less from the surface (center). Region ferrite surface integral / surface ferrite surface integral) is 0.10 or less.
When observing the cross section in the rolling direction and the plate thickness direction, the average value of the ratio of the length in the rolling direction (the length in the rolling direction / the length in the plate thickness direction) to the length in the plate thickness direction of the ferrite structure in the surface layer region is , 5.0 or less, and the Vickers hardness in the surface layer region is 250 Hv or less.
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