JP2002060889A - High tensile steel plate - Google Patents
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Abstract
Description
【０００１】[0001]
【発明の属する技術分野】本発明は、高張力鋼板に関す
る。より具体的には、本発明は、例えば、７８０Ｎ／ｍ
ｍ2 以上の引張強さを有する高張力厚鋼板、あるいは、
９５０Ｎ／ｍｍ2以上の引張強さを有する高張力厚鋼板
等といった高張力鋼板に関する。[0001] The present invention relates to a high-tensile steel sheet. More specifically, the present invention relates to, for example, 780 N / m
a high-strength steel plate having a tensile strength of at least m 2 or
The present invention relates to a high-strength steel plate such as a high-strength steel plate having a tensile strength of 950 N / mm 2 or more.
【０００２】[0002]
【従来の技術】ペンストックや圧力容器等の大型化に伴
って、省資材や運搬・施工コスト削減を図るため、鋼材
にはより一層の高強度化が要求されている。例えば、７
８０Ｎ／ｍｍ2 以上の引張強さを有する高張力厚鋼板の
みならず、９５０Ｎ／ｍｍ2 以上の引張強さを有する高
張力厚鋼板がペンストックに実際に適用された例もあ
る。この種の高張力鋼板は、一般的に、熱間圧延後に再
加熱を行った後に焼入れ・焼戻し処理を行うこと、ある
いは例えば特開平９−２６３８２８号公報等により開示
されているように制御圧延後に直接焼入れを行うことに
よって、製造されてきた。2. Description of the Related Art As pen stocks and pressure vessels become larger, steel materials are required to have higher strength in order to save resources and reduce transportation and construction costs. For example, 7
In some cases, not only high-strength steel plates having a tensile strength of 80 N / mm 2 or more but also high-strength steel plates having a tensile strength of 950 N / mm 2 or more are actually applied to penstocks. This type of high-strength steel sheet is generally subjected to quenching / tempering after re-heating after hot rolling, or after controlled rolling as disclosed in, for example, JP-A-9-263828. It has been manufactured by direct quenching.
【０００３】しかし、これらの従来の方法、特に制御圧
延後に直接焼入れを行う方法によると、得られる高張力
厚鋼板のオーステナイト粒が、通常、圧延方向（以下、
「Ｌ方向」という）、およびこのＬ方向に直交する方向
（以下、「Ｃ方向」という）の２方向にいずれも展伸
し、板厚方向（以下、「Ｚ方向」という）に極めて扁平
な形態となるため、最終製品である高張力厚鋼板の機械
特性、例えば強度や靱性等の異方性が著しく高まってし
まう。そこで、例えば特開平５−２２２４５４号公報に
は、Ｚ方向への異方性を加熱温度制御等の手段により改
善することによって、特に靱性の異方性を軽減する発明
が開示されている。However, according to these conventional methods, in particular, a method of directly quenching after controlled rolling, the austenitic grains of the resulting high-tensile steel plate usually have austenite grains in a rolling direction (hereinafter, referred to as a rolling direction).
Both extend in two directions, the "L direction") and a direction orthogonal to the L direction (hereinafter, referred to as "C direction"), and are extremely flat in the thickness direction (hereinafter, referred to as "Z direction"). Because of the form, the mechanical properties of the high-tensile steel plate, which is the final product, such as anisotropy such as strength and toughness, are significantly increased. Therefore, for example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 5-222454 discloses an invention in which the anisotropy in the Z direction is improved by means such as heating temperature control, thereby reducing particularly the anisotropy in toughness.
【０００４】[0004]
【発明が解決しようとする課題】本発明者らが、この高
張力厚鋼板の機械特性を詳細に調査・検討した結果、引
張特性やシャルピー衝撃試験特性等に代表される機械特
性は、Ｚ方向と直交する断面における異方性の影響を、
顕著に受けることがわかった。As a result of detailed investigation and examination of the mechanical properties of this high-tensile steel plate, the present inventors found that the mechanical properties represented by the tensile properties and the Charpy impact test properties were in the Z direction. The effect of anisotropy on the cross section orthogonal to
It turned out to be noticeable.
【０００５】従来、Ｚ方向と直交する平面内における異
方性に着目した実験例は、その殆どが６００Ｎ／ｍｍ2
級のフェライト−パーライト鋼を対象としており、マル
テンサイトを主組織として有する８００Ｎ／ｍｍ2 級以
上の高張力鋼板に対しては、殆ど行われていない。数少
ない例ながらも特開平１０−２６５８９３号公報には、
調質型とすることにより等軸粒化を図り、Ｚ方向と直交
する平面内における靱性の異方性を抑制する発明が開示
されている。しかしながら、この発明では、直接焼入れ
−再加熱焼入れ工程を採用するために靱性の異方性を軽
減することは可能であるものの、熱処理の処理ピッチを
大きく低下させてしまうために著しく経済性を損ない、
実際に実施することはコスト面で難しい。Conventionally, most of experimental examples focusing on anisotropy in a plane orthogonal to the Z direction are almost 600 N / mm 2.
Grade ferrite-pearlite steel is the target, and hardly used for high-strength steel sheets of 800 N / mm 2 or higher having martensite as a main structure. Japanese Patent Application Laid-Open No. 10-265893 discloses a few examples.
An invention is disclosed in which a temper type is used to achieve equiaxed graining and suppress anisotropy of toughness in a plane orthogonal to the Z direction. However, in the present invention, although it is possible to reduce the anisotropy of toughness by employing the direct quenching-reheating quenching step, the processing pitch of the heat treatment is significantly reduced, so that economic efficiency is significantly impaired. ,
Actual implementation is difficult in terms of cost.
【０００６】本発明は、例えば、７８０Ｎ／ｍｍ2 以上
の引張強さを有する高張力厚鋼板、あるいは、９５０Ｎ
／ｍｍ2 以上の引張強さを有する高張力厚鋼板等といっ
た、構造物の強度部材として好適に用いられる高張力鋼
板を、コストの高騰を伴うことなく安価に、機械特性の
異方性を低減して提供することを目的とする。The present invention relates to a high-strength steel plate having a tensile strength of, for example, 780 N / mm 2 or more, or 950 N / mm 2
High-strength steel plate, which is preferably used as a structural strength member, such as a high-tensile steel plate having a tensile strength of at least / mm 2 , reduces the anisotropy of mechanical properties at low cost without increasing costs. The purpose is to provide.
【０００７】別の観点からは、本発明は、構造材として
の安全性を高めるために、Ｚ方向と直交する平面内にお
ける異方性を軽減し、あらゆる方向からの亀裂伝播に対
して十分な抵抗性を有する高張力厚鋼板を、コストの高
騰を伴うことなく安価に提供することである。[0007] From another viewpoint, the present invention reduces anisotropy in a plane perpendicular to the Z-direction and enhances crack propagation from all directions in order to enhance the safety as a structural material. An object of the present invention is to provide a high-tensile steel plate having resistance at a low price without a rise in cost.
【０００８】[0008]
【課題を解決するための手段】本発明者らは、経済性を
維持するために、直接焼入れ後の熱処理は焼戻し処理だ
けを行うことを前提として、機械特性の異方性を軽減す
るための手段を検討した。具体的には、まず、多量の直
接焼入れ型高張力鋼板に対して、Ｚ方向と直交する平面
内における異方性について調査した。そして、この異方
性が大きいものと軽微なものとを比較調査することによ
って、本発明者らは以下に説明する新規な知見を得た。Means for Solving the Problems In order to maintain economical efficiency, the present inventors assume that heat treatment after direct quenching is performed only by tempering, and that the anisotropy of mechanical properties is reduced. Means were considered. Specifically, first, anisotropy in a plane orthogonal to the Z direction was investigated for a large number of direct-quenched high-tensile steel sheets. The present inventors have obtained a new finding as described below by comparing and investigating those having a large anisotropy and those having a small anisotropy.
【０００９】すなわち、異方性は、特に靱性について顕
著な差異を示す。方向別の異方性は、Ｌ方向への異方性
が最も良好であってＣ方向あるいは４５度方向への異方
性が最も低位である。このような方向別の異方性の差異
は顕著であり、Ｌ方向では特性が良好であってもＣ方向
や４５度方向の亀裂伝播に対しては抵抗性が著しく損な
われる。Ｌ方向の応力負荷を前提にした亀裂伝播試験を
行うと、亀裂がＣ方向および４５°方向に屈曲して伝播
し、その抵抗性が低位に留まることが散見された。構造
物の安全性に対する信頼性を高めるためには、当然のこ
とながら、全ての方向について問題のない靱性を得る必
要がある。That is, the anisotropy shows a remarkable difference particularly in toughness. Regarding the anisotropy in each direction, the anisotropy in the L direction is the best, and the anisotropy in the C direction or 45 ° direction is the lowest. Such a difference in anisotropy in each direction is remarkable. Even if the characteristics are good in the L direction, the resistance to crack propagation in the C direction and the 45 degree direction is significantly impaired. When a crack propagation test was performed on the assumption of a stress load in the L direction, it was found that the crack was bent and propagated in the C direction and the 45 ° direction, and the resistance remained low. To increase the reliability of structural safety, it is, of course, necessary to obtain problem-free toughness in all directions.
【００１０】そこで、本発明者らは、さらに検討を重ね
た結果、Ｚ方向と直交する断面内に存在する旧オーステ
ナイト粒界の形状アスペクト比と、この断面と直交する
とともにＬ方向と平行である断面内におけるＡ系介在物
の占有面積率とを、ともに特定の範囲に限定することに
より、上記課題を解決することが可能となることを知見
して、本発明を完成した。Therefore, the present inventors have further studied and found that the shape aspect ratio of the former austenite grain boundary existing in the cross section orthogonal to the Z direction is perpendicular to this cross section and parallel to the L direction. The inventors have found that the above problem can be solved by limiting both the occupied area ratio of the A-based inclusions in the cross section to a specific range, and completed the present invention.
【００１１】本発明は、マルテンサイト単相組織あるい
はマルテンサイトとベイナイトとの混合組織からなり、
Ｚ方向と直交する断面内に存在する旧オーステナイト粒
界の形状アスペクト比が７．０以下であり、かつこの断
面と直交するとともにＬ方向と平行である断面内におけ
るＡ系介在物の占有面積率が０．０５％以下であること
を特徴とする高張力鋼板である。この本発明にかかる高
張力鋼板は、Ｚ方向と直交する平面内におけるＬ方向お
よびＣ方向を含む靱性の異方性が小さい。The present invention comprises a martensite single phase structure or a mixed structure of martensite and bainite,
The occupied area ratio of the A-based inclusions in the cross section orthogonal to the cross section and parallel to the L direction in which the shape aspect ratio of the prior austenite grain boundary existing in the cross section orthogonal to the Z direction is 7.0 or less. Is not more than 0.05%. The high-tensile steel sheet according to the present invention has a small anisotropy of toughness including the L direction and the C direction in a plane orthogonal to the Z direction.
【００１２】この本発明にかかる高張力鋼板における
「形状アスペクト比」とは、Ｚ方向と直交する断面内に
存在する旧オーステナイト粒界のＬ方向への粒径の、Ｌ
方向と直交するＣ方向への粒径に対する比を意味する。
また、この本発明にかかる高張力鋼板における「Ａ系介
在物」とは、加工によって粘性変形した介在物を意味し
ており、具体的にはＪＩＳ Ｇ ０５５５により規定さ
れる介在物である。The “shape aspect ratio” of the high-strength steel sheet according to the present invention is defined as the L-direction grain size of the prior austenite grain boundary existing in the cross section orthogonal to the Z direction.
Means the ratio to the particle size in the C direction perpendicular to the direction.
The “A-based inclusion” in the high-strength steel sheet according to the present invention means an inclusion that has been viscously deformed by working, and specifically, is an inclusion defined by JIS G 0555.
【００１３】この本発明にかかる高張力鋼板は、質量％
で、Ｃ：０．０６〜０．１９％、Ｓｉ：０．１５〜０．
６０％、Ｍｎ：０．６０〜１．８０％、Ｃｒ：０．０５
〜１．２０％、Ｍｏ：０．０５〜１．００％およびＢ：
０．０００５〜０．００２５％を含有することが、例示
される。The high-strength steel sheet according to the present invention has a mass%
, C: 0.06-0.19%, Si: 0.15-0.
60%, Mn: 0.60 to 1.80%, Cr: 0.05
１．２1.20%, Mo: 0.05-1.00% and B:
It is exemplified to contain 0.0005 to 0.0025%.
【００１４】[0014]
【発明の実施の形態】以下、本発明にかかる高張力鋼板
の実施の形態を、添付図面を参照しながら詳細に説明す
る。DESCRIPTION OF THE PREFERRED EMBODIMENTS Embodiments of a high-tensile steel sheet according to the present invention will be described below in detail with reference to the accompanying drawings.
【００１５】まず、本実施の形態における高張力鋼板の
組成を説明する。 ［Ｃ：０．０６〜０．１９％］Ｃは、強度向上に最も有
効であり、かつ安価な元素である。Ｃ含有量が０．０６
％未満であると、強度に寄与する他の元素の含有量を増
加させて必要な強度を維持する必要が生じ、結果的に経
済性が著しく損なわれる。一方、Ｃ含有量が０．１９％
を超えると、溶接性が著しく阻害され、かつ靱性を著し
く劣化させ実用上問題が多くなる。そこで、本実施の形
態では、Ｃ含有量は０．０６％以上０．１９％以下と限
定する。First, the composition of the high-strength steel sheet in the present embodiment will be described. [C: 0.06 to 0.19%] C is the most effective and inexpensive element for improving strength. C content is 0.06
If it is less than%, it is necessary to increase the content of other elements contributing to the strength to maintain the required strength, and as a result, economic efficiency is significantly impaired. On the other hand, C content is 0.19%
If it exceeds, the weldability is significantly impaired, and the toughness is remarkably deteriorated, so that practical problems increase. Therefore, in the present embodiment, the C content is limited to 0.06% to 0.19%.
【００１６】［Ｓｉ：０．１５〜０．６０％］Ｓｉは、
強度向上に寄与する元素であるが、Ｓｉ含有量が０．１
５％未満であるとかかる効果が認められず、一方、０．
６０％を超えると母材靱性を著しく損なうことになる。
そこで、本実施の形態では、Ｓｉ含有量は０．１５％以
上０．６０％以下と限定する。[Si: 0.15 to 0.60%] Si is
It is an element that contributes to strength improvement, but the Si content is 0.1
If it is less than 5%, such an effect is not recognized, while, on the other hand, 0.
If it exceeds 60%, the base material toughness will be significantly impaired.
Therefore, in the present embodiment, the Si content is limited to 0.15% or more and 0.60% or less.
【００１７】［Ｍｎ：０．６０〜１．８０％］Ｍｎは、
強度確保のために０．６０％以上添加するが、Ｍｎ含有
量が１．８０％を超えると、靱性を著しく劣化させる。
そこで、本実施の形態では、Ｍｎ含有量は０．６０％以
上１．８０％以下と限定する。[Mn: 0.60 to 1.80%] Mn is:
Although 0.60% or more is added to secure the strength, if the Mn content exceeds 1.80%, the toughness is remarkably deteriorated.
Therefore, in the present embodiment, the Mn content is limited to 0.60% to 1.80%.
【００１８】［Ｃｒ：０．０５〜１．２０％］Ｃｒは、
０．０５％以上含有されることにより、焼入れ性を高め
る働きを発揮し、強度および靱性それぞれの向上に有効
であるが、Ｃｒ含有量が１．２０％を超えると著しく靱
性を損なう。そこで、本実施の形態では、Ｃｒ含有量は
０．０５％以上１．２０％以下と限定する。[Cr: 0.05-1.20%] Cr is
By containing 0.05% or more, it exerts a function of enhancing hardenability and is effective for improving strength and toughness. However, when the Cr content exceeds 1.20%, toughness is significantly impaired. Therefore, in the present embodiment, the Cr content is limited to 0.05% or more and 1.20% or less.
【００１９】［Ｍｏ：０．０５〜１．００％］Ｍｏは、
０．０５％以上の添加により強度の向上に有効である
が、１．００％を超えて添加すると靱性を損なう。そこ
で、本実施の形態では、Ｍｏ含有量は、０．０５％以上
１．００％以下と限定する。[Mo: 0.05-1.00%] Mo is
Addition of 0.05% or more is effective for improving the strength, but addition of more than 1.00% impairs toughness. Therefore, in the present embodiment, the Mo content is limited to 0.05% or more and 1.00% or less.
【００２０】［Ｂ：０．０００５〜０．００２５％］Ｂ
は、０．０００５％以上という微量の添加により焼入れ
性を著しく向上させるため、実用高張力鋼には不可欠な
元素である。しかし、Ｂ含有量が０．００２５％を超え
ると著しく靱性を損なう。そこで、本実施の形態では、
Ｂ含有量は、０．０００５％以上０．００２５％以下と
限定する。[B: 0.0005 to 0.0025%] B
Is an indispensable element in practical high-strength steels, since hardenability is significantly improved by the addition of a small amount of 0.0005% or more. However, if the B content exceeds 0.0025%, the toughness is significantly impaired. Therefore, in the present embodiment,
The B content is limited to 0.0005% or more and 0.0025% or less.
【００２１】また、本実施の形態の高張力鋼板は、Ｃ
ｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｎｂ、ｓｏｌ．Ａｌ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃａ
等の通常の合金元素を、必要に応じて任意添加元素とし
て適量含有してもよい。以下、これらの任意添加元素に
ついて順次説明する。The high-strength steel sheet of the present embodiment
u, Ni, V, Nb, sol. Al, Ti, Zr, Ca
, Etc., may be contained in an appropriate amount as an optional additive element as needed. Hereinafter, these optional elements will be sequentially described.
【００２２】［Ｃｕ：１．０％以下］Ｃｕ含有量が１．
０％を超えるとスケールが発生して鋼材の表面性状を著
しく劣化させ、さらには靱性の劣化を招く。そこで、Ｃ
ｕを添加する場合には、その含有量は１．０％以下と限
定することが望ましい。[Cu: 1.0% or less] The Cu content is 1.
If it exceeds 0%, scale is generated and the surface properties of the steel material are remarkably deteriorated, and further, the toughness is deteriorated. So, C
When adding u, its content is desirably limited to 1.0% or less.
【００２３】［Ｎｉ：５．０％以下］Ｎｉは、強度およ
び靱性をいずれも向上させるために有効な元素である
が、含有量が５．０％を超えると、コストの上昇を招
き、さらには靱性を劣化させる。そこで、Ｎｉを添加す
る場合には、その含有量は５．０％以下と限定すること
が望ましい。[Ni: 5.0% or less] Ni is an effective element for improving both strength and toughness. However, if the content exceeds 5.0%, the cost is increased, and furthermore, Deteriorates toughness. Therefore, when adding Ni, it is desirable to limit the content to 5.0% or less.
【００２４】［Ｖ：０．１０％以下］Ｖは，焼戻し時に
ＶＣとして析出し、強度を向上させる働きを有するが、
０．１０％を超えて添加しても効果が飽和するととも
に、靱性を著しく劣化させる。そこで、Ｖを添加する場
合には、その含有量は０．１０％以下と限定することが
望ましい。[V: 0.10% or less] V precipitates as VC during tempering and has a function of improving strength.
Even if added in excess of 0.10%, the effect is saturated and the toughness is significantly deteriorated. Therefore, when V is added, its content is preferably limited to 0.10% or less.
【００２５】［Ｎｂ：０．１０％以下］Ｎｂは、スラブ
加熱時に結晶粒粗大化を抑制する他、焼入れ時にも同様
の効果を発揮し、破面単位の微細な鋼材の製造に有効で
ある。しかし、０．１０％を超えて添加すると靱性を著
しく阻害する。そこで、Ｎｂを添加する場合には、その
含有量は０．１０％以下と限定することが望ましい。[Nb: 0.10% or less] Nb not only suppresses crystal grain coarsening during slab heating, but also exerts the same effect during quenching, and is effective in the production of fine steel materials in units of fracture surface. . However, if added in excess of 0.10%, the toughness is significantly impaired. Therefore, when Nb is added, its content is desirably limited to 0.10% or less.
【００２６】［ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下］ｓｏｌ．
Ａｌは、オーステナイト粒の微細化に寄与する元素とし
て有効であるが、０．１％を超えて添加すると靱性の劣
化を招く。そこで、ｓｏｌ．Ａｌの含有量は０．１％以
下と限定することが望ましい。[Sol. Al: 0.1% or less] sol.
Al is effective as an element contributing to refinement of austenite grains, but if added in excess of 0.1%, toughness is deteriorated. Then, sol. It is desirable that the content of Al be limited to 0.1% or less.
【００２７】［Ｔｉ：０．１％以下］Ｔｉは、Ｎを固定
しＢによる焼入れ性向上効果を高める役割を果たすが、
０．１％を超える過剰な添加は靱性の劣化を生じる。そ
こで、Ｔｉを添加する場合には、その含有量は０．１％
以下と限定することが望ましい。[Ti: 0.1% or less] Ti plays a role in fixing N and enhancing the effect of improving hardenability by B.
Excessive addition exceeding 0.1% causes toughness degradation. Therefore, when Ti is added, the content is 0.1%.
It is desirable to limit to the following.
【００２８】［Ｚｒ：０．１５％以下］Ｚｒは、析出に
よって鋼の強度向上に寄与するが、多量に添加するとコ
ストの上昇や靱性の劣化を招く。そこで、Ｚｒを添加す
る場合には、その含有量は０．１５％以下と限定するこ
とが望ましい。[Zr: 0.15% or less] Zr contributes to the improvement of the strength of steel by precipitation, but when added in a large amount, it causes an increase in cost and a deterioration in toughness. Therefore, when Zr is added, its content is desirably limited to 0.15% or less.
【００２９】［Ｃａ：０．００８％以下］Ｃａは、硫化
物系非金属介在物の形態を制御することにより、亀裂進
展抵抗を高めることができ、結果的に靱性向上に寄与す
る。しかし、Ｃａ含有量が０．００８％を超えると非金
属介在物の量が増加し、逆に靱性に悪影響を及ぼす。そ
こで、Ｃａを添加する場合には、その含有量は０．００
８％以下と限定することが望ましい。[Ca: 0.008% or less] By controlling the form of sulfide-based nonmetallic inclusions, Ca can increase crack propagation resistance, and as a result contributes to improvement in toughness. However, if the Ca content exceeds 0.008%, the amount of nonmetallic inclusions increases, adversely affecting toughness. Therefore, when Ca is added, its content is 0.00
It is desirable to limit it to 8% or less.
【００３０】上記以外は、Feおよび不純物である。な
お、この本実施の形態にかかる高張力鋼板の組成は、本
発明にかかる高張力鋼板の組成の一実施例を示すもので
ある。すなわち、本実施の形態にかかる高張力鋼板の組
成は、後述するように本実施の形態の高張力鋼板の前提
となる、マルテンサイト単相組織あるいはマルテンサイ
トとベイナイトとの混合組織を確実に得ることができ、
これにより、所望の強度、靱性および溶接性を工業的規
模で得ることができる一組成を示すものである。このた
め、本発明にかかる高張力鋼板の組成は、本実施の形態
にかかる高張力鋼板の上記の組成に限定されるものでは
ない。Other than the above, Fe and impurities. The composition of the high-strength steel sheet according to the present embodiment is an example of the composition of the high-strength steel sheet according to the present invention. That is, the composition of the high-strength steel sheet according to the present embodiment reliably obtains a martensite single-phase structure or a mixed structure of martensite and bainite, which is a premise of the high-strength steel sheet of the present embodiment as described later. It is possible,
This shows one composition that can obtain desired strength, toughness and weldability on an industrial scale. Therefore, the composition of the high-tensile steel sheet according to the present invention is not limited to the above-described composition of the high-tensile steel sheet according to the present embodiment.
【００３１】かかる鋼組成を有する本実施の形態の高張
力鋼板は、以下に列記する組織的な特徴(i) 〜(iii) を
有する。以下、これらの特徴について説明する。図１
は、本実施の形態の高張力鋼板１の構成例を示す説明図
である。図２は、図１におけるＺ断面２の金属組織の一
例を示す説明図である。さらに、図３は、本実施の形態
の高張力鋼板１により改善・向上される、Ｚ断面２にお
ける異方性の方向を概念的に示す説明図である。The high-strength steel sheet of the present embodiment having such a steel composition has the following structural features (i) to (iii). Hereinafter, these features will be described. FIG.
FIG. 1 is an explanatory diagram illustrating a configuration example of a high-tensile steel sheet 1 according to the present embodiment. FIG. 2 is an explanatory diagram showing an example of the metal structure of the Z section 2 in FIG. FIG. 3 is an explanatory view conceptually showing the direction of anisotropy in the Z section 2 which is improved and improved by the high-tensile steel sheet 1 of the present embodiment.
【００３２】(i) マルテンサイト単相組織またはマルテ
ンサイトとベイナイトとの混合組織からなること これは、本実施の形態の高張力鋼板が、所望の強度およ
び靱性を確実に得るためである。(I) It is composed of a martensite single phase structure or a mixed structure of martensite and bainite. This is to ensure that the high-strength steel sheet of the present embodiment has desired strength and toughness.
【００３３】なお、マルテンサイトとベイナイトとは、
いずれも、旧オーステナイト粒界３を残存させ、ラス状
の変態組織を構成するが、これらを判別する方法として
以下の方法が例示される。つまり、電子顕微鏡による薄
膜透過観察または抽出レプリカ観察を行い、組織中のセ
メンタイトの析出形態を観察する。焼入れままのマルテ
ンサイトの場合は過飽和に炭素を固溶した状態のままで
あるため、ラス状の変態組織の内部にセメンタイトの析
出は見られない。冷却過程でオートテンパーと呼ばれる
テンパー相当効果が発揮されることがあるが、この場合
は焼戻しマルテンサイトと同様にラス状の変態組織の内
部の４つのバリアントに配列する形で析出が観察され
る。Incidentally, martensite and bainite are
In any case, the old austenite grain boundary 3 is left to form a lath-like transformed structure, and the following method is exemplified as a method for determining these. That is, thin film transmission observation or extraction replica observation is performed by an electron microscope, and the precipitation form of cementite in the structure is observed. In the case of as-quenched martensite, carbon remains in a supersaturated solid solution state, and therefore, no precipitation of cementite is observed inside the lath-like transformation structure. In the cooling process, a temper-equivalent effect called auto-tempering may be exhibited. In this case, precipitation is observed in the form of being arranged in four variants inside a lath-like transformed structure, like tempered martensite.
【００３４】一方、ベイナイト組織は、焼戻しマルテン
サイトと同様にベイニティックフェライト内部にセメン
タイト析出が見られるが、ラス状の変態組織の間にセメ
ンタイト析出が見られる上部ベイナイトあるいは、ラス
状の変態組織内のベイニティックフェライト端面 (オー
ステナイト中に一定角を保って成長するラス状ベイニテ
ィックフェライトの先端部の面) と６０°の角度をなし
てセメンタイトが析出する下部ベイナイトに分類され
る。On the other hand, as for the bainite structure, cementite precipitation is observed inside bainitic ferrite like tempered martensite, but upper bainite or lath transformation structure in which cementite precipitation is observed between lath transformation structures. The bainite ferrite end face (the face of the tip of the lath bainitic ferrite which grows at a constant angle in austenite) forms an angle of 60 ° with lower bainite where cementite precipitates.
【００３５】また、上部ベイナイトのラス間に僅かに残
留オーステナイトが残存する場合があるが、上部ベイナ
イトの一部として捉え、ラス間に残留オーステナイトが
残存する場合もマルテンサイト−ベイナイト混合組織に
包含されるものとする。In some cases, a small amount of retained austenite remains between the laths of the upper bainite, but it is regarded as a part of the upper bainite, and the case where the retained austenite remains between the laths is also included in the martensite-bainite mixed structure. Shall be.
【００３６】そこで、本実施の形態にかかる高張力鋼板
はマルテンサイト単相組織あるいはマルテンサイトとベ
イナイトとの混合組織からなることと限定する。 (ii)Ｚ方向と直交するＺ断面２内に存在する旧オーステ
ナイト粒界３の形状アスペクト比（ＤZL／ＤZC）が７．
０以下であることここで、「形状アスペクト比」とは、
Ｚ方向（図１における板厚方向）と直交するＺ断面２
（図２参照）内に存在する旧オーステナイト粒界３のＬ
方向と平行な方向への粒径ＤZLの、Ｌ方向と直交するＣ
方向と平行な方向への粒径ＤZCに対する比（ＤZL／
ＤZC）を意味する。すなわち、例えばマルテンサイトと
ベイナイトとの混合組織では、ピクリン酸等を用いたエ
ッチングを行うことによって、旧オーステナイト粒界３
を現出させることが可能であるが、この「アスペクト
比」とは、エッチングによって現出させた旧オーステナ
イト粒界３のＬ方向と平行な方向への粒径ＤZLと、Ｃ方
向と平行な方向への粒径ＤZCとの比（ＤZL／ＤZC）を意
味する。Therefore, the high-strength steel sheet according to the present embodiment is limited to a single-phase structure of martensite or a mixed structure of martensite and bainite. (ii) The shape aspect ratio (D ZL / D ZC ) of the prior austenite grain boundary 3 existing in the Z section 2 orthogonal to the Z direction is 7.
Here, the “shape aspect ratio” is
Z section 2 orthogonal to the Z direction (the thickness direction in FIG. 1)
L of old austenite grain boundary 3 existing in (see FIG. 2)
Of the particle diameter D ZL in the direction parallel to the direction
The ratio to the particle size D ZC in the direction parallel to the direction (D ZL /
D ZC ). That is, for example, in a mixed structure of martensite and bainite, by performing etching using picric acid or the like, the former austenite grain boundary 3
The “aspect ratio” means that the grain size D ZL of the old austenite grain boundary 3 developed by etching in the direction parallel to the L direction and the particle size D ZL parallel to the C direction. It means the ratio (D ZL / D ZC ) to the particle size D ZC in the direction.
【００３７】前述したように、特に末再結晶域での制御
圧延を行った場合のオーステナイト粒の形状は、Ｚ方向
に極めて薄い、いわゆる“パンケーキ”状となる。ピク
リン酸と界面活性剤等によりオーステナイト粒界３を現
出させた後にＺ断面２の組織観察を光学顕微鏡を用いて
行うと、圧延機の制約からＬ方向と平行な方向へ多く進
展した大きな楕円形の形状を有するオーステナイト粒界
３が観察されることが多い。もちろん再結晶域から直接
焼入れを行ったものや、再加熱焼入れによって最終組織
を形成させたものには、このような楕円形の形状は認め
られない。As described above, the shape of the austenite grains particularly when controlled rolling is performed in the late recrystallization region becomes a so-called "pancake" shape which is extremely thin in the Z direction. When the structure observation of the Z section 2 is performed using an optical microscope after the austenite grain boundaries 3 are revealed by picric acid and a surfactant or the like, a large ellipse that has developed much in the direction parallel to the L direction due to the restriction of the rolling mill. Austenite grain boundaries 3 having a shape of shape are often observed. Of course, such an elliptical shape is not recognized in the case where quenching is performed directly from the recrystallization region or the case where the final structure is formed by reheating and quenching.
【００３８】６００Ｎ／ｍｍ2 級までの低グレード鋼で
は、例えば“鉄と鋼 ６１，７号，９９１〜１０１１頁
「非調質高張力鋼の強度靱性と集合組織」”にも開示さ
れているように、集合組織が異方性増加の決定的な原因
であるとされる。しかしながら、マルテンサイト主体の
鋼に未再結晶域で強加工を行って得た試料について集合
組織化を調査した結果、変態集合組織は予想外に発達し
ておらず、集合組織化を抑制しても、Ｚ方向と交差する
Ｚ断面２における機械特性の異方性の増加を軽減できな
いことが判明した。そこで、本発明者らはさらに検討を
行い、この異方性増加の原因の１つはこのオーステナイ
ト粒の形状によることを、知見した。Low-grade steels up to 600 N / mm 2 grade are also disclosed, for example, in “Iron and Steel No. 61,7, pp. 991-1011“ Strength toughness and texture of non-heat treated high-strength steels ””. However, the texture is considered to be the decisive cause of the increase in anisotropy.However, the results of the investigation of the texture in a sample obtained by subjecting a steel mainly composed of martensite to heavy working in the non-recrystallized region are considered. However, it was found that the transformed texture did not develop unexpectedly, and even if the texture was suppressed, the increase in the anisotropy of the mechanical properties in the Z section 2 intersecting the Z direction could not be reduced. The present inventors further studied and found that one of the causes of the increase in anisotropy is due to the shape of the austenite grains.
【００３９】つまり、マルテンサイト組織やベイナイト
組織は大角粒界であるオーステナイト粒界を明瞭に最終
組織中に残存させるため、オーステナイト粒界にはマル
テンサイト中に過飽和に固溶した炭素が変態後の冷却過
程や焼戻し工程において顕著に析出したセメンタイトＦ
ｅ3 Ｃが認められる。オーステナイト粒界は直線状 (３
次元では平面状) に分布するため、セメンタイトＦｅ3
Ｃも同じく直線状に分布することになる。In other words, since the martensite structure and the bainite structure allow the austenite grain boundaries, which are large-angle grain boundaries, to clearly remain in the final structure, the supersaturated carbon in the martensite is transformed into the austenite grain boundaries after transformation. Cementite F remarkably precipitated during cooling and tempering processes
e 3 C is observed. Austenite grain boundaries are linear (3
Cementite Fe 3
C is also distributed linearly.
【００４０】ここで、亀裂の伝播抵抗形態を考えると、
このセメンタイトとマトリックスと界面は先行亀裂を発
生させ易い状況であると考えられ、このオーステナイト
粒の形状が機械特性に対して大きな影響を及ぼす。Ｚ断
面２で観察されるオーステナイト粒がＬ方向に極めて長
く伸びた形状である場合、Ｃ方向にシャルピー試験片を
採取した場合、亀裂はオーステナイト粒界に沿って伝播
する距離が長くなり引いては亀裂の伝播抵抗性を著しく
損ねる。Here, considering the crack propagation resistance form,
It is considered that the interface between the cementite and the matrix is likely to cause a pre-crack, and the shape of the austenite grains has a great influence on the mechanical properties. When the austenite grains observed in the Z section 2 have a shape elongated extremely in the L direction, and when a Charpy test piece is collected in the C direction, the crack propagates along the austenite grain boundary because the distance propagates. Crack propagation resistance is significantly impaired.
【００４１】ここで、オーステナイト粒径のＺ断面にお
けるアスペクト比を、７．０以下と限定することによ
り、機械特性の異方性を軽減できる。そこで、本実施の
形態にかかる高張力鋼板は、Ｚ方向と直交するＺ断面２
内に存在する旧オーステナイト粒界３の形状アスペクト
比（ＤZL／ＤZC）が７．０以下であることと限定する。Here, by limiting the aspect ratio of the austenite grain size in the Z section to 7.0 or less, the anisotropy of the mechanical properties can be reduced. Therefore, the high-tensile steel sheet according to the present embodiment has a Z section 2 perpendicular to the Z direction.
It is limited that the shape aspect ratio (D ZL / D ZC ) of the prior austenite grain boundary 3 existing in the inside is 7.0 or less.
【００４２】なお、本実施の形態で、管理パラメータと
して最重要であるものの一つである旧オーステナイト粒
径の「アスペクト比」について言及している先行技術も
存在する。すなわち、特開平１０−２９８７０７号公報
や同１１−１７２３６５号公報には、旧オーステナイト
粒径のアスペクト比を規定量以上確保することによっ
て、オーステナイト粒内の変形帯を確保し、変態後の下
部ベイナイト／マルテンサイトのパケットサイズを小さ
く制御することに着眼したものである。しかしながら、
これらの先行技術における「アスペクト比」を計算する
際の短径は、明らかに板厚方向の旧オーステナイト粒径
の厚さであり、このアスペクト比が扁平度であることが
明記されている。すなわち、これらの先行技術における
「アスペクト比」は、本実施の形態における「アスペク
ト比」とは、異なるものである。In the present embodiment, there is a prior art which mentions the “aspect ratio” of the prior austenite grain size, which is one of the most important management parameters. That is, JP-A-10-298707 and JP-A-11-172365 disclose that the deformation zone in the austenite grains is secured by securing the aspect ratio of the prior austenite grain size to a specified amount or more, and the lower bainite after transformation is secured. / Focus on controlling the packet size of martensite to be small. However,
The minor axis when calculating the "aspect ratio" in these prior arts is clearly the thickness of the prior austenite grain size in the thickness direction, and it is specified that this aspect ratio is flatness. That is, the “aspect ratio” in these prior arts is different from the “aspect ratio” in the present embodiment.
【００４３】(iii) Ｚ方向と直交するＺ断面２と直交す
るとともにＬ方向と平行であるＬ方向断面４内における
Ａ系介在物の占有面積率が０．０５％以下であることこ
こで、「Ａ系介在物」とは、加工によって粘性変形した
介在物を意味しており、具体的にはＪＩＳ Ｇ ０５５
５により規定される介在物である。(Iii) The occupied area ratio of the A-based inclusions in the L-direction section 4 which is orthogonal to the Z direction and which is orthogonal to the Z direction and which is parallel to the L direction is 0.05% or less. “A-based inclusion” means an inclusion that has been viscously deformed by processing, and is specifically JIS G 055
5 are inclusions defined by
【００４４】すなわち、上述したように旧オーステナイ
ト粒界３の形状アスペクト比（ＤZL／ＤZC）を７．０以
下に限定するとともに、介在物の形態を特定の形態に制
御することにより、本実施の形態にかかる高張力鋼板１
の異方性を、所望の程度に軽減することが可能である。That is, by limiting the shape aspect ratio (D ZL / D ZC ) of the prior austenite grain boundary 3 to 7.0 or less and controlling the form of the inclusion to a specific form as described above, High strength steel sheet 1 according to the embodiment
Can be reduced to a desired degree.
【００４５】従来は、オーステナイト粒が完全に球形に
近い再結晶域からの直接焼入れ材や再加熱焼入れ材であ
る場合においてもＺ断面２における機械特性の異方性が
存在する原因は、特に展伸した介在物に起因すると考え
られてきた。Conventionally, even when the austenite grains are a direct quenched material or a reheat quenched material from a recrystallized region which is almost spherical, the cause of the anisotropy of the mechanical properties in the Z section 2 is particularly a cause. It has been attributed to elongated inclusions.
【００４６】つまり、鋼中のＭｎＳ等の圧延時にマトリ
ックスよりも柔らかいために圧延によって展伸する介在
物は、最終組織中に圧延によって展伸されたままの形状
で残存する。特に、実際の生産工程では、介在物がＬ方
向へ多く展伸することは不可避であり、亀裂の進展に対
して沿うＣ方向の試験片において、特に靱性を低下させ
る原因となる。In other words, the inclusions which are softer than the matrix at the time of rolling, such as MnS in steel, are rolled out by rolling and remain in the final structure in a shape as expanded by rolling. In particular, in the actual production process, it is inevitable that the inclusions extend in the L direction much, which causes a decrease in toughness particularly in the test piece in the C direction along the progress of the crack.
【００４７】この展伸した介在物は、ＪＩＳ Ｇ ０５
５５により「Ａ系介在物」として規定されているが、こ
のＡ系介在物が圧延工程を経る鋼材においては機械特性
の異方性発生の原因となることは不可避であり、この異
方性を有効に軽減するためには、Ａ系介在物の量そのも
のを低下させるしかない。Ａ系介在物を占有面積率で
０．０５％以下に抑制することにより、異方性を有効に
軽減できる。This expanded inclusion is compliant with JIS G05
55, it is inevitable that the A-based inclusions cause anisotropy of the mechanical properties in the steel material subjected to the rolling process. The only way to effectively reduce the amount is to reduce the amount of the A-based inclusion itself. Anisotropy can be effectively reduced by suppressing the A-based inclusions to an occupied area ratio of 0.05% or less.
【００４８】そこで、本実施の形態にかかる高張力鋼板
は、Ｚ方向と直交するＺ断面２と直交するとともにＬ方
向と平行であるＬ方向断面４内におけるＡ系介在物の占
有面積率が０．０５％以下であることと限定する。Therefore, in the high-tensile steel sheet according to the present embodiment, the occupied area ratio of the A-based inclusion in the L-direction section 4 which is perpendicular to the Z section 2 which is perpendicular to the Z direction and parallel to the L direction is 0%. 0.05% or less.
【００４９】本実施の形態の高張力鋼板１は、以上説明
した鋼組成および組織を有する。次に、この本実施の形
態の高張力鋼板１の製造方法の一例を説明する。まず、
前述した鋼組成を有する圧延素材を加熱炉に装入して、
例えば１１５０℃以下程度の加熱温度に加熱する。次
に、例えば９００℃以下の温度での圧下率が５０％以上
の熱間圧延を行うことによって所望の板厚まで減厚し、
その後に適当な加速冷却装置を用いて加速冷却（たとえ
ば水冷）する。The high-strength steel sheet 1 of the present embodiment has the steel composition and structure described above. Next, an example of a method for manufacturing the high-strength steel sheet 1 of the present embodiment will be described. First,
The rolling material having the steel composition described above is charged into a heating furnace,
For example, it is heated to a heating temperature of about 1150 ° C. or less. Next, for example, the thickness is reduced to a desired thickness by performing hot rolling at a temperature of 900 ° C. or less at a draft of 50% or more,
Thereafter, accelerated cooling (for example, water cooling) is performed using a suitable accelerated cooling device.
【００５０】この制御圧延方法は、製造される高張力鋼
板の靱性向上を図るためには、重要なプロセスである。
高張力鋼板の靱性を所望の程度に向上するには、鋼材の
有効結晶粒径を微細化し、破面単位を微細化することが
有効である。そこで、本実施の形態では、オンライン焼
入れ前に未再結晶域圧延を行い、変形帯を導入しておく
ことにより、焼入れ後の組織の著しい微細化を図る。具
体的には、９００℃以下での圧下率を５０％以上と規定
するとともに、マルテンサイト主体の組織に変態させる
ために熱間圧延後に水冷を行うこととした。This controlled rolling method is an important process for improving the toughness of the manufactured high-tensile steel sheet.
In order to improve the toughness of the high-strength steel sheet to a desired degree, it is effective to make the effective crystal grain size of the steel material fine and make the fracture surface unit fine. Therefore, in the present embodiment, the non-recrystallized region is rolled before online quenching, and a deformed zone is introduced so that the microstructure after quenching is remarkably refined. Specifically, the rolling reduction at 900 ° C. or less is specified as 50% or more, and water cooling is performed after hot rolling in order to transform into a structure mainly composed of martensite.
【００５１】そして、必要であれば、焼戻し処理を行
い、所望の靱性を与える。このようにして、本実施の形
態にかかる高張力鋼板１が製造される。この本実施の形
態にかかる高張力鋼板１は、Ｚ断面２におけるＬ方向お
よびＣ方向を含む靱性の異方性が小さい。前述したよう
に、構造物としての安全性に対する保証を高めるために
は、Ｚ断面２におけるＬ方向およびＣ方向を含む靱性の
異方性を軽減し、あらゆる方向からの亀裂伝播に対して
十分な抵抗性を有する鋼板を、特別高コストの処理を行
うことなく、提供できることが、重要である。本実施の
形態にかかる高張力鋼板１は、かかる要求に十分に応え
得るものである。If necessary, a tempering treatment is performed to give a desired toughness. Thus, the high-tensile steel sheet 1 according to the present embodiment is manufactured. The high-strength steel sheet 1 according to the present embodiment has small anisotropy of toughness in the Z section 2 including the L direction and the C direction. As described above, in order to increase the guarantee for the safety of the structure, the anisotropy of toughness including the L direction and the C direction in the Z section 2 is reduced, and sufficient crack propagation from all directions is achieved. It is important to be able to provide a steel sheet having resistance without special high-cost processing. The high-strength steel sheet 1 according to the present embodiment can sufficiently meet such demands.
【００５２】なお、この亀裂伝播に関しては、最終的に
はＥＳＳＯ試験や二重引張試験等といった、実体に即し
た大型破壊靱性試験により評価されるべきものである。
しかし、一般にＷＥＳ３００３等の試験によっても、大
型試験との良好な相関関係が示されることから、シャル
ピー衝撃試験の特性により評価してもよい。It should be noted that the crack propagation should be finally evaluated by a large-scale fracture toughness test such as an ESSO test or a double tensile test, which is suitable for the substance.
However, since a good correlation with a large-sized test is generally shown by a test such as WES3003, the evaluation may be made by the characteristics of the Charpy impact test.
【００５３】このように、本実施の形態により、確実に
Ｚ断面２におけるＬ方向およびＣ方向を含む靱性の異方
性が、実用上問題ない程度に軽減されるとともに低温靱
性に優れた高張力鋼板を確実に提供することができた。As described above, according to the present embodiment, the anisotropy of the toughness in the Z section 2 including the L direction and the C direction is reliably reduced to such a degree that there is no practical problem, and the high tensile strength excellent in the low temperature toughness is obtained. The steel plate could be provided without fail.
【００５４】さらに、本発明を実施例を用いて詳述する
が、これは本発明の例示であってこれにより本発明が限
定されるものではない。Further, the present invention will be described in detail with reference to examples, but these are exemplifications of the present invention, and the present invention is not limited thereto.
【００５５】[0055]
【実施例】表１に示す鋼組成を有する鋳片を、表２に示
す鋳片加熱温度に加熱してから、表２に示す未再結晶域
圧下率となるようにするとともに表２に示す熱間圧延終
了温度で熱間圧延を行うことによって表２に示す製品板
厚まで減厚し、その後に表２に示す加速冷却開始温度、
加速冷却終了温度および１／２ｔ部冷却速度で水冷を行
い、さらに表２に示す焼戻し温度で焼戻しを行った。EXAMPLE A slab having the steel composition shown in Table 1 was heated to the slab heating temperature shown in Table 2 and then reduced to the unrecrystallized region reduction rate shown in Table 2 and shown in Table 2. By performing hot rolling at the hot rolling end temperature, the thickness is reduced to the product sheet thickness shown in Table 2, and then the accelerated cooling start temperature shown in Table 2,
Water cooling was performed at an accelerated cooling end temperature and a 1/2 t part cooling rate, and further tempering was performed at a tempering temperature shown in Table 2.
【００５６】得られた試料から、ノッチシャルピー衝撃
試験片（１／４ｔから採取した２ｍｍＶノッチ試験片
（ＪＩＳ Ｚ２２０２ ４号) ）と，ＪＩＳ４号試験片
（１／４ｔから採取した引張試験片（ＪＩＳ Ｚ２２０
１ ４号））とを切り出した。そして、これらの試験片
を用いてシャルピー衝撃試験（ＪＩＳ Ｚ２２４２) お
よび引張試験（ＪＩＳ Ｚ２２４１) を、１５°ピッチ
にて０°（Ｌ方向）から１８０°まで行うとともに、そ
の生成組織と、図１におけるＺ方向と直交するＺ断面２
内に存在する旧オーステナイト粒界３の形状アスペクト
比と、Ｚ断面２と直交するとともにＬ方向と平行である
断面４内におけるＡ系介在物の占有面積率とを測定し
た。From the obtained samples, a notch Charpy impact test piece (2 mm V notch test piece taken from 1/4 t (JIS Z22024)) and a JIS No. 4 test piece (tensile test piece taken from 1/4 t (JIS Z220
No. 14)). Using these test pieces, a Charpy impact test (JIS Z2242) and a tensile test (JIS Z2241) were performed at a pitch of 15 ° from 0 ° (L direction) to 180 °, and the resulting structure and FIG. Z section 2 orthogonal to the Z direction at
The shape aspect ratio of the prior austenite grain boundary 3 existing in the inside and the occupied area ratio of the A-based inclusion in the section 4 which is orthogonal to the Z section 2 and parallel to the L direction were measured.
【００５７】結果を表１にまとめて示す。表１における
試料Ｎｏ．１〜４、７〜８、１１〜１２、１５〜１６、
１９〜２０、２３〜２４、２７〜２８は、いずれも、本
発明の範囲を全て満足する本発明例である。これらの試
料は、いずれも、機械特性の異方性が低く抑えられてい
る。The results are summarized in Table 1. Sample No. in Table 1 1-4, 7-8, 11-12, 15-16,
19 to 20, 23 to 24, and 27 to 28 are all examples of the present invention satisfying the scope of the present invention. Each of these samples has low anisotropy in mechanical properties.
【００５８】これに対し、試料Ｎｏ．５、９、１３、１
７、２１、２５、２９は、いずれも、Ｚ断面２上での旧
オーステナイト粒径の形状アスペクト比が本発明の範囲
を逸脱した比較例である。これらの試料は、いずれも、
機械特性の異方性が大きくなっており、均一性が損なわ
れている。On the other hand, the sample No. 5, 9, 13, 1
7, 21, 25, and 29 are all comparative examples in which the shape aspect ratio of the prior austenite grain size on the Z section 2 is out of the range of the present invention. Each of these samples,
The anisotropy of the mechanical properties has increased and the uniformity has been impaired.
【００５９】さらに、試料Ｎｏ．６、１０、１４、１
８、２２、２６、３０は、Ｌ方向断面４におけるＡ系介
在物の占有面積率が本発明の範囲を逸脱した比較例であ
る。これらの試料も、いずれも、機械特性の異方性が大
きくなっており、均一性が損なわれている。Further, the sample No. 6, 10, 14, 1
8, 22, 26, and 30 are comparative examples in which the occupied area ratio of the A-based inclusion in the cross section 4 in the L direction is out of the range of the present invention. In all of these samples, the anisotropy of the mechanical properties is large, and the uniformity is impaired.
【００６０】[0060]
【表１】 [Table 1]
【００６１】[0061]
【表２】 [Table 2]
【００６２】[0062]
【発明の効果】以上詳細に説明したように、本発明によ
り、例えば、７８０Ｎ／ｍｍ2 以上の引張強さを有する
高張力厚鋼板、あるいは、９５０Ｎ／ｍｍ2 以上の引張
強さを有する高張力厚鋼板等といった、構造物の強度部
材として好適に用いられる高張力鋼板を、コストの高騰
を伴うことなく安価に、機械特性の異方性を低減して提
供することができた。As described [Effect Invention above in detail, the present invention, for example, high-tensile steel plates having a 780N / mm 2 or more tensile strength or high tension with 950 N / mm 2 tensile strength of not less than A high-tensile steel sheet suitably used as a structural strength member, such as a thick steel plate, could be provided at low cost without an increase in cost and with reduced anisotropy in mechanical properties.
【００６３】また、本発明により、構造材としての安全
性を高めるために、Ｚ方向と直交する平面内における異
方性を軽減し、あらゆる方向からの亀裂伝播に対して十
分な抵抗性を有する高張力厚鋼板を、コストの高騰を伴
うことなく安価に提供することができた。Further, according to the present invention, in order to enhance the safety as a structural material, anisotropy in a plane perpendicular to the Z direction is reduced, and sufficient resistance to crack propagation from all directions is obtained. It was possible to provide a high-tensile steel plate at a low cost without a rise in cost.
【００６４】かかる効果を有する本発明の意義は、極め
て著しい。The significance of the present invention having such effects is extremely remarkable.
【図１】実施の形態の高張力鋼板の構成例を示す説明図
である。FIG. 1 is an explanatory diagram illustrating a configuration example of a high-tensile steel sheet according to an embodiment.
【図２】図１におけるＺ断面の金属組織の一例を示す説
明図である。FIG. 2 is an explanatory diagram showing an example of a metal structure of a Z section in FIG.
【図３】実施の形態の高張力鋼板により改善・向上され
る、Ｚ断面における異方性の方向を概念的に示す説明図
である。FIG. 3 is an explanatory diagram conceptually showing an anisotropic direction in a Z section, which is improved / improved by the high-tensile steel sheet of the embodiment.
１ 高張力鋼板 ２ Ｚ断面 ３ 旧オーステナイト粒界 ４ 断面 DESCRIPTION OF SYMBOLS 1 High-strength steel plate 2 Z section 3 Former austenite grain boundary 4 Section
Claims (2)
ンサイトとベイナイトとの混合組織からなり、 板厚方向と直交する断面内に存在する旧オーステナイト
粒界の形状アスペクト比が７．０以下であり、かつ前記
断面と直交するとともに圧延方向と平行である断面内に
おけるＡ系介在物の占有面積率が０．０５％以下である
ことを特徴とする高張力鋼板。1. A martensite single-phase structure or a mixed structure of martensite and bainite, wherein a shape aspect ratio of a prior austenite grain boundary existing in a cross section orthogonal to a sheet thickness direction is 7.0 or less, and A high-strength steel sheet, wherein an occupied area ratio of the A-based inclusion in a cross section orthogonal to the cross section and parallel to a rolling direction is 0.05% or less.
Ｓｉ：０．１５〜０．６０％、Ｍｎ：０．６０〜１．８
０％、Ｃｒ：０．０５〜１．２０％、Ｍｏ：０．０５〜
１．００％およびＢ：０．０００５〜０．００２５％を
含有する請求項１に記載された高張力鋼板。2. C: 0.06 to 0.19% by mass%,
Si: 0.15 to 0.60%, Mn: 0.60 to 1.8
0%, Cr: 0.05 to 1.20%, Mo: 0.05 to
The high-strength steel sheet according to claim 1, containing 1.00% and B: 0.0005 to 0.0025%.
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Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20100139820A1 (en) * | 2008-01-07 | 2010-06-10 | Tatsuya Kumagai | Wear-resistant steel plate having excellent wear resistance at high temperatures and excellent bending workability and method for manufacturing the same |
| JP2011052321A (en) * | 2009-08-06 | 2011-03-17 | Jfe Steel Corp | High-strength hot-rolled steel sheet having excellent low temperature toughness and method for producing the same |
-
2000
- 2000-08-22 JP JP2000251091A patent/JP2002060889A/en active Pending
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20100139820A1 (en) * | 2008-01-07 | 2010-06-10 | Tatsuya Kumagai | Wear-resistant steel plate having excellent wear resistance at high temperatures and excellent bending workability and method for manufacturing the same |
| JP2011052321A (en) * | 2009-08-06 | 2011-03-17 | Jfe Steel Corp | High-strength hot-rolled steel sheet having excellent low temperature toughness and method for producing the same |
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