JP3444244B2

JP3444244B2 - High tensile strength steel excellent in toughness and method of manufacturing the same

Info

Publication number: JP3444244B2
Application number: JP24008599A
Authority: JP
Inventors: 友弥川畑
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1999-08-26
Filing date: 1999-08-26
Publication date: 2003-09-08
Anticipated expiration: 2019-08-26
Also published as: JP2001064746A

Description

【発明の詳細な説明】Detailed Description of the Invention

【０００１】[0001]

【発明の属する技術分野】本発明は、靱性に優れた高張
力鋼材およびその製造方法に関する。より具体的には、
本発明は、例えばアーク溶接やビーム溶接等の溶接施工
により工作される構造物の構造部材に適用するのに適し
た靱性に優れた高張力鋼材およびその製造方法に関す
る。TECHNICAL FIELD The present invention relates to a high-strength steel material having excellent toughness and a method for producing the same. More specifically,
TECHNICAL FIELD The present invention relates to a high-strength steel material having excellent toughness suitable for being applied to a structural member of a structure machined by welding such as arc welding or beam welding, and a manufacturing method thereof.

【０００２】[0002]

【従来の技術】これまでにも、例えばラインパイプとい
った溶接構造物の構造部材として多種の鋼材が用いられ
てきた。これらの鋼材の中でも、低炭素鋼に少量の合金
元素を添加して靱性および溶接性を向上させた高張力鋼
材は、板厚の薄肉化や小径化を通して溶接工数や運搬コ
ストの削減を図ることができることから、その適用範囲
を拡げてきた。2. Description of the Related Art Up to now, various steel materials have been used as structural members for welded structures such as line pipes. Among these steel materials, high-strength steel materials, in which a small amount of alloying elements are added to low carbon steel to improve toughness and weldability, aim to reduce welding man-hours and transportation costs by reducing the plate thickness and diameter. Therefore, we have expanded the scope of its application.

【０００３】しかしながら、この高張力鋼材では、炭素
量や合金元素の添加量さらには入熱のバリエーション等
が増加するに伴って、母材そのものの靱性の他に、溶接
金属や溶接熱影響部における靱性も重要視されるように
なってきた。そこで、高張力鋼材の溶接金属や溶接熱影
響部における靱性を向上させるための発明が、多数提案
されている。However, in this high-strength steel material, as the amount of carbon, the amount of alloying elements added, and the variation of heat input increase, in addition to the toughness of the base metal itself, the weld metal and weld heat-affected zone Toughness is also becoming more important. Therefore, many inventions have been proposed for improving the toughness of the weld metal and the heat-affected zone of high-strength steel.

【０００４】例えば、特開平７−278736号公報には、
Ｃ：0.01〜0.25％（本明細書では特にことわりがない限
り「％」は「重量％」を意味するものとする。）、Si：
0.6 ％以下、Mn：0.3 〜3.0 ％、Ｎ：0.0005〜0.0100
％、Ｏ：0.0010〜0.0070％、Al：0.02％以下、さらにC
r：０〜1.5 ％、Mo：０〜1.5 ％、Cu：０〜1.5 ％、N
i：０〜3.0 ％、Nb：０〜0.5 ％、Ｖ：０〜0.5 ％の１
種以上、並びにＢ：０〜0.0020％を含み、不純物中の
Ｐ：0.03％以下およびＳ：0.01％以下、かつ鋼材中のAl
−Mn酸化物分散粒子が0.2 〜20μｍ、同じく平均密度が
１mm²当たり４〜1000個未満、分散粒子中のAlとMnとの
関係が、（Al＋Mn）≧40モル％、およびAl／Mn＝1.0 〜
5.0 未満をともに満足する溶接熱影響部の靱性が優れた
鋼材が提案されている。すなわち、この提案にかかる発
明は、アシキュラーフェライトの生成核となるAl−Mn酸
化物分散粒子の個数を適正値に特定することによって、
鋼材の靱性向上を図っている。For example, Japanese Patent Laid-Open No. 7-278736 discloses
C: 0.01 to 0.25% (in this specification, "%" means "% by weight" unless otherwise specified), Si:
0.6% or less, Mn: 0.3 to 3.0%, N: 0.0005 to 0.0100
%, O: 0.0010 to 0.0070%, Al: 0.02% or less, and further C
r: 0 to 1.5%, Mo: 0 to 1.5%, Cu: 0 to 1.5%, N
i: 0 to 3.0%, Nb: 0 to 0.5%, V: 0 to 0.5%, 1
Or more, and B: 0 to 0.0020%, P in impurities: 0.03% or less and S: 0.01% or less, and Al in steel
-Mn oxide dispersed particles are 0.2 to 20 μm, the average density is also 4 to less than 1000 per 1 mm ² , the relation between Al and Mn in dispersed particles is (Al + Mn) ≧ 40 mol%, and Al / Mn = 1.0. ~
A steel material having excellent toughness in the heat-affected zone of welding which satisfies both of less than 5.0 has been proposed. That is, the invention according to this proposal, by specifying the number of Al-Mn oxide dispersed particles that are the nuclei for the formation of acicular ferrite to an appropriate value,
To improve the toughness of steel materials.

【０００５】しかしながら、この提案にかかる発明は、
焼入れ性が高めであってアシキュラーフェライトを生成
せずにベイナイト以上の強度を有する鋼材には、当然の
ことながら、適用できなかった。However, the invention according to this proposal is
As a matter of course, it could not be applied to a steel material having a high hardenability and not forming acicular ferrite and having a strength higher than that of bainite.

【０００６】一方、特開昭54−132421号公報には、炭素
当量が極めて小さく、ＢおよびTiを添加した鋼を、特定
の条件のもとで圧延することにより、溶接性および低温
靱性がともに優れたベイナイト高張力厚鋼板を製造する
方法が、また特開平９−249934号公報には、Ｃ：0.001
〜0.02％、Mn：1.0 〜3.0 ％、Ti：0.005 〜0.20％、
Ｂ：0.0003〜0.0050％、Cu：2.0 ％超3.0 ％以下および
Al：0.10％以下を含む高強度鋼材が、それぞれ提案され
ている。これらの提案にかかる発明は、いずれも、Ｃ量
を0.005 〜0.03％程度にまで低減するとともにＢを微量
添加することによって強度を確保し、これによって、ベ
イナイト組織を有する鋼材の溶接金属や溶接熱影響部に
おける靱性の向上を図っている。On the other hand, Japanese Patent Laid-Open Publication No. 54-132421 discloses that a steel having a very small carbon equivalent and having B and Ti added is rolled under specific conditions so that both the weldability and the low temperature toughness are improved. A method for producing an excellent bainite high-strength thick steel plate is disclosed in Japanese Patent Laid-Open No. 9-249934 and C: 0.001.
~ 0.02%, Mn: 1.0-3.0%, Ti: 0.005-0.20%,
B: 0.0003 to 0.0050%, Cu: more than 2.0% and 3.0% or less, and
High-strength steel materials containing Al: 0.10% or less have been proposed. Each of the inventions according to these proposals secures strength by reducing the amount of C to about 0.005 to 0.03% and adding a trace amount of B, whereby the weld metal and welding heat of steel materials having a bainite structure are obtained. The toughness of the affected area is improved.

【０００７】[0007]

【発明が解決しようとする課題】ところで、近年、高張
力鋼材を、例えば圧力容器や海洋構造物等の構造部材と
して使用することが検討されている。この場合、高張力
鋼材の溶接金属や溶接熱影響部に対して要求される靱性
としては、母材部のF.L.ノッチシャルピー衝撃試験の遷
移温度vTrsが−80℃未満、および継手部の−80℃におけ
る衝撃吸収エネルギvE_-80(atFL) が100(J)超であること
が、ともに要求される場合もある。By the way, in recent years, the use of high-strength steel materials as structural members such as pressure vessels and offshore structures has been studied. In this case, as the toughness required for the weld metal and the heat-affected zone of the high-strength steel, the transition temperature vTrs of the FL notch Charpy impact test of the base metal part is less than −80 ° C., and the joint part −80 ° C. In some cases, it is required that the shock absorption energy vE _-80 (atFL) at is more than 100 (J).

【０００８】しかしながら、特開昭54−132421号公報や
特開平９−249934号公報により提案された発明では、靱
性を確保するために添加するＢが粒界に単体で偏析する
ために靱性の向上が阻害されてしまい、高張力鋼材の靱
性に対する前述した要求を満足することができない。具
体的には、これらの提案にかかる発明では、高々、遷移
温度vTrs≒−70 (℃) 、衝撃吸収エネルギvE_-80(atFL)
≒70 (J)しか得られない。However, in the inventions proposed in JP-A-54-132421 and JP-A-9-249934, B added to secure the toughness segregates alone at the grain boundaries, so that the toughness is improved. Is hindered, and the above-mentioned requirements for the toughness of high-strength steel cannot be satisfied. Specifically, in the inventions according to these proposals, at most, the transition temperature vTrs≈−70 (° C.), the shock absorption energy vE ₋₈₀ (atFL)
Only ≈ 70 (J) can be obtained.

【０００９】ここに、本発明の目的は、靱性に優れた高
張力鋼材およびその製造方法、具体的には、例えばアー
ク溶接やビーム溶接等の溶接施工により工作される構造
物の構造部材に適用するのに適した靱性に優れた高張力
鋼材およびその製造方法を提供することである。The object of the present invention is applied to a high-strength steel material excellent in toughness and a method for manufacturing the same, and more specifically, to a structural member of a structure which is machined by welding such as arc welding or beam welding. To provide a high-strength steel material excellent in toughness and a method for manufacturing the same.

【００１０】より具体的には、本発明は、母材部のF.L.
ノッチシャルピー衝撃試験の遷移温度vTrsが−80℃未
満、継手部の−80℃における衝撃吸収エネルギvE_-80(at
FL) が100(J)超であり、例えば圧力容器や海洋構造物等
の構造部材として使用するのに好適な靱性に優れた高張
力鋼材およびその製造方法を提供することである。More specifically, the present invention relates to the FL of the base metal part.
The transition temperature vTrs of the notch Charpy impact test is less than −80 ° C, and the shock absorption energy vE ₋₈₀ (at
It is intended to provide a high-strength steel material having an FL) of more than 100 (J) and excellent in toughness suitable for use as a structural member such as a pressure vessel or an offshore structure, and a method for producing the same.

【００１１】[0011]

【課題を解決するための手段】本発明者は、上記課題を
解決するために鋭意検討を重ねた結果、以下に列記する
新規な知見(1) 〜(7) を得て、本発明を完成した。Means for Solving the Problems As a result of intensive studies to solve the above problems, the present inventor has obtained the novel findings (1) to (7) listed below and completed the present invention. did.

【００１２】(1) 同じベイナイト主体の組織を生成する
場合には、Ｃ含有量はできるだけ低く抑制することが靱
性改善には有効である。すなわち、靱性改善にはベイナ
イト、特に羽毛状の上部ベイナイトのラス間に存在する
ＭＡ（島状マルテンサイト）の生成量が影響し、このＭ
Ａ生成量を低減することにより、靱性が向上する。(1) When the same bainite-based structure is produced, it is effective to improve the toughness by suppressing the C content as low as possible. That is, the toughness improvement is affected by the production amount of bainite, particularly MA (island martensite) existing between the laths of the feathery upper bainite.
By reducing the amount of A produced, the toughness is improved.

【００１３】なお、「上部ベイナイト」とは、ラス状ベ
イニティックフェライトの界面に、セメンタイト若しく
はＭＡ constituent (炭素が濃縮した残留オーステナイ
トもしくはマルテンサイト、あるいは両者の混合体) 、
あるいはその両者が存在した組織であり、ベイニティッ
クフェライト内部にセメンタイトが点列状に配列する下
部ベイナイトを除く、全てのベイナイト組織を意味す
る。また、焼戻し後の組織も含む。板厚が厚く冷却速度
が小さい場合や、水冷停止温度が高く水冷停止後の空冷
時間が長い場合には、ベイニティックフェライトの合体
によってその見かけ上の形態がラス状から粒状に変化す
るが、この場合も含まれる。The term "upper bainite" means cementite or MA constituent (retained austenite or martensite in which carbon is concentrated, or a mixture of both) at the interface of lath bainitic ferrite,
Alternatively, it means a structure in which both are present, and means all bainite structures except lower bainite in which cementite is arranged in a point sequence inside bainitic ferrite. It also includes the structure after tempering. When the plate thickness is thick and the cooling rate is low, or when the water cooling stop temperature is high and the air cooling time after the water cooling is long is long, the apparent morphology changes from lath-like to granular due to coalescence of bainitic ferrites, This case is also included.

【００１４】(2) ベイナイト変態中にセメンタイトの析
出を抑制する効果を奏するSiおよびAlそれぞれの含有量
は、できるだけ低く抑制したほうが、ＭＡ生成量の抑制
を通して靱性の向上を図ることができる。特に、Al含有
量の低減はＭＡ生成量の抑制に重要なポイントであるた
め、Alは非添加とする。しかしながら、精錬時には、脱
酸のためにSiあるいはAlの添加は不可欠となるため、脱
酸のために最低限必要な量のSiの含有は許容される。(2) If the respective contents of Si and Al, which have the effect of suppressing the precipitation of cementite during the bainite transformation, are suppressed as low as possible, the toughness can be improved by suppressing the amount of MA produced. In particular, since the reduction of the Al content is an important point for suppressing the MA production amount, Al is not added. However, during refining, addition of Si or Al is indispensable for deoxidation, so the minimum required amount of Si contained for deoxidation is allowed.

【００１５】(3) ＭＡは主に上部ベイナイト中に多く生
成するため、母材における上部ベイナイトの比率Ｆ
_BUと、Ｃ含有量およびSi含有量との間に特定の関係を設
定することにより、ＭＡ生成量を確実に低減でき、靱性
向上を図ることができる。(3) Since MA is mainly formed in the upper bainite in a large amount, the proportion F of the upper bainite in the base metal is F.
By setting a specific relationship between the _BU and the C content and the Si content, it is possible to reliably reduce the MA production amount and improve the toughness.

【００１６】上部ベイナイトの体積率を求めるには、走
査型電子顕微鏡による観察、または透過型電子顕微鏡に
よる観察を行う。特に走査型電子顕微鏡は局所に限らず
比較的広い領域にわたって観察できるため有用である。
走査型電子顕微鏡を用いて全金属組織中の上部ベイナイ
トの混合比率を求めるには、1000〜2000倍程度の10〜30
視野についての平均をとることが望ましい。透過型電子
顕微鏡によれば、精密な測定が可能であるが、倍率を高
くせざるを得ない。このため、10000 倍程度の50〜100
視野の平均をとることが望ましい。In order to obtain the volume ratio of the upper bainite, observation with a scanning electron microscope or observation with a transmission electron microscope is performed. In particular, the scanning electron microscope is useful because it can observe not only locally but over a relatively wide area.
To obtain the mixing ratio of upper bainite in the entire metallographic structure using a scanning electron microscope, 10 to 30 times 1000 to 2000 times is required.
It is desirable to take an average over the field of view. Although a transmission electron microscope enables precise measurement, it is inevitable to increase the magnification. Therefore, 50 to 100 times 10,000 times
It is desirable to average the field of view.

【００１７】(4) Ｂは、粒界に偏析して焼入れ性を向上
させるため、前述した特開昭54−132421号公報や特開平
９−249934号公報により提案された発明とは異なり、非
添加とする。(4) Since B segregates at grain boundaries to improve hardenability, it differs from the inventions proposed in the above-mentioned JP-A-54-132421 and JP-A-9-249934 in that To be added.

【００１８】(5) 添加する合金元素は経済性の観点から
Crを中心とし、Cr以外の他の合金元素は焼入れ性を調整
するために適宜添加する。(5) The alloying element to be added is economically efficient.
Alloying elements other than Cr, with Cr at the center, are appropriately added to adjust the hardenability.

【００１９】(6) 焼入れ性の指標として知られる炭素当
量Ｃeqは、例えば50〜60kgf/mm² という充分な強度を具
備するために、0.35〜0.45％の間に調整する。(6) The carbon equivalent Ceq, which is known as an index of hardenability, is adjusted to 0.35 to 0.45% so as to have sufficient strength of, for example, 50 to 60 kgf / mm ² .

【００２０】(7) 靱性改善のためにＣ量を低減すること
に起因して懸念される母材強度の低下を、Nbの適量添加
および析出によって、補う。(7) The decrease in the strength of the base material, which is caused by reducing the amount of C for improving the toughness, is compensated by the addition and precipitation of an appropriate amount of Nb.

【００２１】ここに、本発明は、Ｃ：0.005 〜0.04％、
Si：0.10〜0.40％、Mn：0.6 〜2.0％、Cu：0.05〜2.0
％、Cr：0.05〜1.6 ％、Nb：0.005 〜0.1 ％、Ti：0.00
5 〜0.1 ％を含有し、必要に応じてNi：2.0 ％以下、M
o：1.0 ％以下、Ｖ：0.1 ％以下、Ｗ：1.0 ％以下、REM
：0.02％以下およびCa：0.02％以下からなる群から選
ばれた１種または２種以上を含有し、AlおよびＢを実質
的に含有しないとともに下記(1) 式により規定される炭
素当量Ｃeqが0.30〜0.45％の範囲にあり、残部Feおよび
不可避的不純物からなる鋼組成を有し、Ｃ量およびSi量
が下記(2) 式を満足するとともにフェライト・ベイナイ
ト組織を呈することを特徴とする靱性に優れた高張力鋼
材である。ただし、(2) 式における符号Ｆ_BUは上部ベイ
ナイト比率(％) を示す。In the present invention, C: 0.005 to 0.04%,
Si: 0.10 to 0.40%, Mn: 0.6 to 2.0%, Cu: 0.05 to 2.0
%, Cr: 0.05 to 1.6%, Nb: 0.005 to 0.1%, Ti: 0.00
5 to 0.1%, if necessary Ni: 2.0% or less, M
o: 1.0% or less, V: 0.1% or less, W: 1.0% or less, REM
: 0.02% or less and Ca: 0.02% or less, and one or more selected from the group consisting essentially of Al and B and having a carbon equivalent Ceq defined by the following formula (1): A toughness in the range of 0.30 to 0.45%, having a steel composition consisting of balance Fe and unavoidable impurities, and having a C content and a Si content satisfying the following expression (2) and exhibiting a ferrite-bainite structure. It is a high-strength steel material with excellent properties. However, the symbol F _BU in the equation (2) indicates the upper bainite ratio (%).

【００２２】[0022]

【数３】 [Equation 3]

【００２３】別の面からは、本発明は、Ｃ：0.005 〜0.
04％、Si：0.10〜0.40％、Mn：0.6〜2.0 ％、Cu：0.05
〜2.0 ％、Cr：0.05〜1.6 ％、Nb：0.005 〜0.1 ％、T
i：0.005 〜0.1 ％を含有し、必要に応じてNi：2.0 ％
以下、Mo：1.0 ％以下、Ｖ：0.1 ％以下、Ｗ：1.0 ％以
下、REM ：0.02％以下およびCa：0.02％以下からなる群
から選ばれた１種または２種以上を含有し、AlおよびＢ
を実質的に含有しないとともに(1) 式により規定される
炭素当量Ｃ_eqが0.30〜0.45％の範囲にあり、残部Feおよ
び不可避的不純物からなる鋼組成を有する鋼片を、1000
〜1350℃の温度域に加熱した後、未再結晶域での圧下率
が50％以上である圧延を行って所望の板厚とした後に、
冷却、望ましくは400 〜600 ℃の温度域までの加速冷却
を行うことを特徴とする靱性に優れた高張力鋼材の製造
方法である。In another aspect, the present invention provides C: 0.005-0.
04%, Si: 0.10 to 0.40%, Mn: 0.6 to 2.0%, Cu: 0.05
~ 2.0%, Cr: 0.05 ~ 1.6%, Nb: 0.005 ~ 0.1%, T
i: 0.005 to 0.1%, Ni: 2.0% if necessary
In the following, Mo: 1.0% or less, V: 0.1% or less, W: 1.0% or less, REM: 0.02% or less and Ca: 0.02% or less, and one or more selected from Al, and B
A steel slab having substantially no carbon content, a carbon equivalent C _eq defined by the formula (1) of 0.30 to 0.45%, and a balance of Fe and inevitable impurities.
After heating to the temperature range of ~ 1350 ℃ , the reduction rate in the non-recrystallized range
Is 50% or more after rolling to a desired plate thickness,
It is a method for producing a high-strength steel material having excellent toughness, which comprises cooling, preferably accelerated cooling to a temperature range of 400 to 600 ° C.

【００２４】[0024]

【発明の実施の形態】以下、本発明にかかる靱性に優れ
た高張力鋼材およびその製造方法の実施の形態を、添付
図面を参照しながら具体的に説明する。なお、以降の実
施形態の説明では、「鋼材」が「鋼板」である場合を例
にとる。まず、本発明にかかる靱性に優れた高張力鋼板
の製造方法において、用いる鋼片の組成を限定する理由
を説明する。BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION Embodiments of a high-strength steel material having excellent toughness and a method for producing the same according to the present invention will be specifically described below with reference to the accompanying drawings. In the following description of the embodiments, the case where the "steel material" is a "steel plate" is taken as an example. First, the reason for limiting the composition of the billet used in the method for producing a high-strength steel sheet having excellent toughness according to the present invention will be described.

【００２５】(Ｃ：0.005 〜0.04％)Ｃは、強度向上に最
も有効であるとともに安価な元素であるが、Ｃ含有量が
0.005 ％未満であるとＣ以外の他の元素の含有量を増加
して強度不足を補う必要が生じ、結果的に経済性が損な
われる。一方、Ｃ含有量が0.04％を超えるとＭＡ量が増
加して、継手部の靱性を著しく阻害する。そこで、本発
明では、Ｃ含有量は0.005 ％以上0.04％以下と限定す
る。同様の観点から、Ｃ含有量の上限は0.03％、下限は
0.005 ％であることがそれぞれ望ましい。(C: 0.005 to 0.04%) C is the most effective element for improving strength and is an inexpensive element, but the C content is
If it is less than 0.005%, it becomes necessary to increase the content of elements other than C to compensate for the lack of strength, and as a result, economic efficiency is impaired. On the other hand, if the C content exceeds 0.04%, the amount of MA increases and the toughness of the joint is significantly impaired. Therefore, in the present invention, the C content is limited to 0.005% or more and 0.04% or less. From the same viewpoint, the upper limit of C content is 0.03%, and the lower limit is
0.005% is desirable for each.

【００２６】（Si：0.10〜0.40％）Siは、ＭＡを生成さ
せる効果を有するため極力低めにコントロールする必要
があるが、精錬の際の脱酸に必要であるため、少なくと
も0.10％以上含有する。しかし、Si含有量が0.40％を超
えると、ＭＡの生成を通して靱性が著しく劣化する。そ
こで、本発明では、Si含有量は0.10％以上0.40％以下と
限定する。同様の観点から、Si含有量の上限は0.20％、
下限は0.10％であることがそれぞれ望ましい。(Si: 0.10 to 0.40%) Si has the effect of forming MA and therefore needs to be controlled as low as possible, but since it is necessary for deoxidation during refining, it is contained at least 0.10% or more. . However, if the Si content exceeds 0.40%, the toughness is significantly deteriorated through the formation of MA. Therefore, in the present invention, the Si content is limited to 0.10% or more and 0.40% or less. From the same viewpoint, the upper limit of Si content is 0.20%,
The lower limit is preferably 0.10%.

【００２７】（Mn：0.6 〜2.0 ％）Mnは、強度確保のた
めに0.6 ％以上含有する。しかし、Mn含有量が2.0 ％を
超えると、靱性およびアレスト性を著しく劣化させる。
そこで、本発明では、Mn含有量は0.6 ％以上2.0 ％以下
と限定する。同様の観点から、Mn含有量の上限は1.7
％、下限は0.7 ％であることがそれぞれ望ましい。(Mn: 0.6 to 2.0%) Mn is contained in an amount of 0.6% or more to secure the strength. However, if the Mn content exceeds 2.0%, the toughness and arrestability are significantly deteriorated.
Therefore, in the present invention, the Mn content is limited to 0.6% or more and 2.0% or less. From the same viewpoint, the upper limit of Mn content is 1.7.
%, The lower limit is preferably 0.7%.

【００２８】(Cu：0.05〜2.0 ％)Cuは、析出強化元素で
あって強度確保のために添加される。Cu含有量を0.05％
以上とすることにより強度上昇に効果がある。一方、Cu
含有量が2.0 ％を超えるとスケール発生により鋼板の表
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、本発明では、Cu含有量は0.05％以上2.0 ％
以下と限定する。同様の観点から、Cu含有量の上限は1.
8 ％、下限は0.15％であることがそれぞれ望ましい。(Cu: 0.05 to 2.0%) Cu is a precipitation strengthening element and is added to secure the strength. Cu content 0.05%
By the above, strength is effectively increased. On the other hand, Cu
If the content exceeds 2.0%, the surface properties of the steel sheet are significantly deteriorated due to the generation of scale, and further the toughness is deteriorated. Therefore, in the present invention, the Cu content is 0.05% to 2.0%.
Limited to: From the same viewpoint, the upper limit of Cu content is 1.
It is desirable that the upper limit is 8% and the lower limit is 0.15%.

【００２９】(Cr：0.05〜1.6 ％)Crは、焼入れ性を高め
る働きを発揮し、安価なため強度確保を目的として添加
される。Cr含有量が0.05％以上であると強度上昇に効果
がある。一方、Cr含有量が1.6 ％を超えると、靱性およ
び溶接性の劣化を招く。そこで、本発明では、Cr含有量
は0.05％以上1.6 ％以下と限定する。同様の観点から、
Cr含有量の上限は1.0 ％、下限は0.2 ％であることがそ
れぞれ望ましい。(Cr: 0.05 to 1.6%) Cr has a function of enhancing hardenability and is inexpensive, so it is added for the purpose of ensuring strength. When the Cr content is 0.05% or more, it is effective in increasing strength. On the other hand, if the Cr content exceeds 1.6%, the toughness and weldability are deteriorated. Therefore, in the present invention, the Cr content is limited to 0.05% or more and 1.6% or less. From a similar perspective,
It is desirable that the upper limit of the Cr content be 1.0% and the lower limit thereof be 0.2%.

【００３０】(Nb：0.005 〜0.1 ％)Nbは、0.005 ％以上
含有することにより、スラブ加熱時に結晶粒粗大化を抑
制する他、Nb（Ｃ、Ｎ）のピンニング効果により未再結
晶領域を拡大し、特に母材靱性を向上させる。一方、Nb
含有量が0.1 ％を超えると著しく靱性を損ねる。そこ
で、本発明では、Nb含有量は0.005 ％以上0.1 ％以下と
限定する。同様の観点から、Nb含有量の上限は0.03％、
下限は0.008 ％であることがそれぞれ望ましい。(Nb: 0.005 to 0.1%) By containing 0.005% or more of Nb, crystal grain coarsening is suppressed when the slab is heated, and the non-recrystallized region is enlarged by the pinning effect of Nb (C, N). In particular, the toughness of the base material is improved. On the other hand, Nb
If the content exceeds 0.1%, the toughness is significantly impaired. Therefore, in the present invention, the Nb content is limited to 0.005% or more and 0.1% or less. From the same viewpoint, the upper limit of the Nb content is 0.03%,
The lower limit is preferably 0.008%.

【００３１】(Ti：0.005 〜0.1 ％)Tiは、0.005 ％以上
含有することにより、スラブ加熱時に結晶粒粗大化を抑
制する他、析出物の生成を通して強度上昇に寄与し、ま
た、AlＮ生成の抑制を通してスラブの表面性状を向上さ
せる。一方、Ti含有量が0.1 ％を超えると著しく靱性を
損ねる。そこで、本発明では、Ti含有量は0.005 ％以上
0.1 ％以下と限定する。同様の観点から、Nb含有量の上
限は0.02％、下限は0.008 ％であることがそれぞれ望ま
しい。(Ti: 0.005 to 0.1%) By containing 0.005% or more of Ti, grain coarsening is suppressed at the time of heating the slab, and it contributes to the increase in strength through the formation of precipitates, and also the formation of AlN. Improve the surface quality of the slab through suppression. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.1%, the toughness is significantly impaired. Therefore, in the present invention, the Ti content is 0.005% or more.
Limited to 0.1% or less. From the same viewpoint, it is desirable that the upper limit of the Nb content is 0.02% and the lower limit thereof is 0.008%.

【００３２】さらに、本発明では、いっそうの強度の向
上のために、Ni、Mo、Ｖ、Ｗ、REMおよびCaのうちの少
なくとも１種を任意添加元素として含有してもよい。以
下、これらの任意添加元素についても説明する。Further, in the present invention, in order to further improve the strength, at least one of Ni, Mo, V, W, REM and Ca may be contained as an optional additional element. Hereinafter, these optional additional elements will be described.

【００３３】(Ni：2.0 ％以下)Niは、強度および靱性を
ともに向上させるために有効な元素である。しかし、Ni
含有量が2.0 ％を超えるとコストの上昇を招く。そこ
で、Niを添加する場合には、その含有量は2.0 ％以下と
限定することが望ましい。(Ni: 2.0% or less) Ni is an element effective for improving both strength and toughness. But Ni
If the content exceeds 2.0%, the cost will increase. Therefore, when Ni is added, its content is preferably limited to 2.0% or less.

【００３４】(Mo：1.0 ％以下)Moは、強度の向上に有効
な元素であるが、Mo含有量が1.0 ％を超えると靱性を損
なう。そこで、Mo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。(Mo: 1.0% or less) Mo is an element effective for improving the strength, but if the Mo content exceeds 1.0%, the toughness is impaired. Therefore, when adding Mo, the content is 1.
It is desirable to limit it to 0% or less.

【００３５】(Ｖ：0.1 ％以下)Ｖは、強度の向上に有効
な元素であるが、Ｖ含有量が0.1 ％を超えると靱性を損
なう。そこで、Ｖ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。(V: 0.1% or less) V is an element effective for improving the strength, but if the V content exceeds 0.1%, the toughness is impaired. Therefore, when V is added, its content is 0.
It is desirable to limit it to 1% or less.

【００３６】(Ｗ：1.0 ％以下)Ｗは、強度の向上に有効
な元素であるが、Ｗ含有量が1.0 ％を超えると靱性を損
なう。そこで、Ｗ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。(W: 1.0% or less) W is an element effective in improving the strength, but if the W content exceeds 1.0%, the toughness is impaired. Therefore, when W is added, its content is 1.
It is desirable to limit it to 0% or less.

【００３７】(REM ：0.02％以下)REM は、強度の向上に
有効であるが、REM 含有量が0.02％を超えると経済性を
損なう。そこで、REM を添加する場合には、その含有量
は0.02％以下と限定することが望ましい。(REM: 0.02% or less) REM is effective in improving the strength, but if the REM content exceeds 0.02%, the economical efficiency is impaired. Therefore, when REM is added, its content is preferably limited to 0.02% or less.

【００３８】(Ca：0.02％以下)Caは、介在物の形態制御
効果を通して靱性の向上に有効であるが、Ca含有量が0.
02％を超えると靱性を損なう。そこで、Caを添加する場
合には、その含有量は0.02％以下と限定することが望ま
しい。(Ca: 0.02% or less) Ca is effective for improving toughness through the effect of controlling the morphology of inclusions, but the Ca content is 0.
If it exceeds 02%, the toughness is impaired. Therefore, when Ca is added, its content is preferably limited to 0.02% or less.

【００３９】本発明では、AlおよびＢはいずれも実質的
に含有しない。すなわち、Alはセメンタイトの析出を遅
らせる効果を有するため、結果的にＭＡの生成量を増加
させる。通常の鋼では、脱酸や加熱時の結晶粒の微細化
を図るために添加するが、本発明では、ＭＡ量を極力低
減させるためにAlは添加しない。一方、Ｂは焼入れ時に
オーステナイト粒界に偏析し、フェライト変態を遅らせ
焼入れ性を向上させる。しかしながら、マトリックスに
固溶した単体のＢはマトリックスの靱性を著しく損なう
ためにＢは添加しない。In the present invention, neither Al nor B is substantially contained. That is, Al has the effect of delaying the precipitation of cementite, and consequently increases the amount of MA produced. In ordinary steel, it is added to achieve deoxidation and refinement of crystal grains during heating, but in the present invention, Al is not added in order to reduce the amount of MA as much as possible. On the other hand, B segregates at the austenite grain boundaries during quenching, delays ferrite transformation and improves hardenability. However, B, which is a solid solution in the matrix, significantly impairs the toughness of the matrix, so B is not added.

【００４０】ただし、AlもＢも原料鉄鉱石中に極微量で
はあるが不可避に含有される場合があり、ここでいう
「実質的に含有しない」とは、この不可避的な微量の含
有は許容する趣旨である。However, Al and B may be contained in the raw material iron ore in a very small amount, but inevitably contained, and the phrase "substantially does not contain" as used herein means that this inevitable contained amount is acceptable. The purpose is to do.

【００４１】(炭素当量Ｃeq：0.30〜0.45％)炭素当量Ｃ
eqは、焼入れ性を示す指標としてこれまで広く用いられ
ている。炭素当量Ｃeqを0.30以上0.45以下に調整するこ
とにより、本発明が対象とする強度レベル：50〜60kgf/
mm²を実現できる。そこで、本発明では、炭素当量Ｃeq
は、0.30以上0.45％以下と限定する。上記以外の組成
は、Feおよび不可避的不純物である。(Carbon equivalent Ceq: 0.30 to 0.45%) Carbon equivalent C
eq has been widely used so far as an index showing hardenability. By adjusting the carbon equivalent Ceq to 0.30 or more and 0.45 or less, the strength level targeted by the present invention: 50 to 60 kgf /
mm ² can be realized. Therefore, in the present invention, the carbon equivalent Ceq
Is limited to 0.30 to 0.45%. Compositions other than the above are Fe and inevitable impurities.

【００４２】(スラブ加熱)本発明にかかる靱性に優れた
高張力鋼板の製造方法では、以上説明した鋼組成を有す
るスラブを、1000〜1350℃の温度域に加熱する。(Slab Heating) In the method for producing a high-strength steel sheet having excellent toughness according to the present invention, a slab having the above-described steel composition is heated to a temperature range of 1000 to 1350 ° C.

【００４３】スラブの加熱温度が、1000℃よりも低いと
Nbの固溶などが著しく少なくなり、効果的なＴＭＣＰ圧
延を実現することができない。一方、スラブの加熱温度
が1350℃を超えると、オーステナイト粒径の粗大化が著
しくなり、靱性を損ねることになる。そこで、本発明で
は、スラブ加熱温度は1000℃以上1350℃以下と限定す
る。同様の観点から、スラブ加熱温度の上限は1200℃、
下限は1050℃であることがそれぞれ望ましい。When the heating temperature of the slab is lower than 1000 ° C
The solid solution of Nb is significantly reduced, and effective TMCP rolling cannot be realized. On the other hand, when the heating temperature of the slab exceeds 1350 ° C., the austenite grain size is significantly coarsened and the toughness is impaired. Therefore, in the present invention, the slab heating temperature is limited to 1000 ° C or higher and 1350 ° C or lower. From the same viewpoint, the upper limit of the slab heating temperature is 1200 ° C,
The lower limit is preferably 1050 ° C.

【００４４】(圧延)本発明では、上記のスラブ加熱温度
により加熱されたスラブに対して、引き続いて、未再結
晶域で50％以上の圧下率を含む圧延を行う。(Rolling) In the present invention, the slab heated by the above slab heating temperature is subsequently rolled in the unrecrystallized region with a rolling reduction of 50% or more.

【００４５】未再結晶域の圧下率を50％以上とすること
により、圧下後の変態時の組織単位となる微細なサブグ
レインを極めて効果的に形成することができる。そこ
で、本発明では、未再結晶域での圧下率を50％以上と限
定する。これ以外の圧延条件は、公知の圧延条件と同じ
であればよく、これ以上の圧延についての説明は省略す
る。By setting the rolling reduction in the non-recrystallized region to 50% or more, it is possible to extremely effectively form fine subgrains that serve as a structural unit during transformation after rolling. Therefore, in the present invention, the rolling reduction in the non-recrystallized region is limited to 50% or more. The other rolling conditions may be the same as known rolling conditions, and a description of further rolling will be omitted.

【００４６】(冷却)本発明では、熱間圧延を行って所望
の板厚とした後に、強度確保のために冷却を行う。この
冷却は、ベイナイトを充分に生成するために、400 〜60
0 ℃の温度域までの加速冷却を行うことが望ましい。冷
却停止温度が600 ℃超であるとベイナイトの生成が不十
分となり、一方冷却停止温度が400 ℃未満であると、強
度が上昇し過ぎてしまい所望の靱性が得られないからで
ある。同様の観点から、冷却停止温度の上限は580 ℃、
下限は450 ℃であることがそれぞれ望ましい。(Cooling) In the present invention, hot rolling is performed to obtain a desired plate thickness, and then cooling is performed to secure strength. This cooling is 400-60% in order to produce sufficient bainite.
It is desirable to perform accelerated cooling to a temperature range of 0 ° C. If the cooling stop temperature is higher than 600 ° C., bainite is insufficiently formed. On the other hand, if the cooling stop temperature is lower than 400 ° C., the strength is excessively increased and desired toughness cannot be obtained. From the same viewpoint, the upper limit of cooling stop temperature is 580 ℃,
The lower limit is preferably 450 ° C.

【００４７】このようにして、本発明にかかる靱性に優
れた高張力鋼板が製造される。この高張力鋼板は、Ｃ量
およびSi量が(2) 式を満足するとともにフェライト・ベ
イナイト組織を呈する。In this way, the high-strength steel sheet having excellent toughness according to the present invention is manufactured. This high-strength steel sheet satisfies the formula (2) in terms of C content and Si content and exhibits a ferrite-bainite structure.

【００４８】すなわち、本発明にかかる高張力鋼板は、
Alを非添加としているため、Ｃ含有量およびSi含有量と
上部ベイナイト比率Ｆ_BU (％) との間に、（2)式により
規定される関係、すなわちＣ≦ 2/(Si^0.32×Ｆ_BU) を満
足することにより、ＭＡの生成量を低減して、確実に靱
性の向上を図ることができる。That is, the high-tensile steel plate according to the present invention is
Since Al is not added, the relationship defined by the formula (2) between the C content and the Si content and the upper bainite ratio F _BU (%), that is, C ≦ 2 / (Si ^0.32 × F _BU By satisfying the condition (1), it is possible to reduce the amount of MA produced and surely improve the toughness.

【００４９】図１(a) 〜図１(c) は、いずれも、板厚24
mm、Ｘ開先およびSAW3.0kJ/mm の条件からなる溶接部に
ついてF.L.ノッチシャルピ衝撃試験を行った場合に、Ｃ
含有量およびSi含有量が、F.L.ノッチシャルピ吸収エネ
ルギに与える影響を示すグラフであり、図１(a) は上部
ベイナイト比率Ｆ_BUが100 ％である場合を示し、図１
(b) は上部ベイナイト比率Ｆ_BUが90％である場合を示
し、さらに、図１(c) は上部ベイナイト比率Ｆ_BUが80％
である場合を示す。1 (a) to 1 (c), the plate thickness is 24
When a FL notch Charpy impact test was performed on a welded part consisting of mm, X groove and SAW 3.0 kJ / mm, C
FIG. 1A is a graph showing the influence of the content and Si content on the FL notch Charpy absorbed energy. FIG. 1A shows the case where the upper bainite ratio F _BU is 100%.
(b) shows the case where the upper bainite ratio F _BU is 90%, and further, FIG. 1 (c) shows that the upper bainite ratio F _BU is 80%.
Is shown.

【００５０】図１(a) 〜図１(c) にグラフで示すよう
に、Ｃ：0.005 〜0.04％、Si：0.10〜0.40％およびＣ≦
2/(Si^0.32×Ｆ_BU) を満足することにより、継手部の−
80℃における衝撃吸収エネルギvE_-80(atFL) が100(J)以
上を確保することができる。As shown in the graphs of FIGS. 1 (a) to 1 (c), C: 0.005 to 0.04%, Si: 0.10 to 0.40% and C≤
By satisfying 2 / (Si ^0.32 × F _BU )
It is possible to secure the impact absorption energy vE _-80 (atFL) at 80 ° C of 100 (J) or more.

【００５１】この本発明にかかる高張力鋼板は、母材部
のF.L.ノッチシャルピー衝撃試験の遷移温度vTrsが−80
℃未満、および継手部の−80℃における衝撃吸収エネル
ギvE_-80(atFL) が100(J)超であり、充分な溶接金属や溶
接熱影響部の靱性を有する。このため、この高張力鋼板
は、例えば圧力容器や海洋構造物等の構造部材として充
分に使用することができる。また、この本発明にかかる
高張力鋼板は、高価な合金元素の含有量を極力抑制して
いるため、コストの上昇を抑制することもできる。The high-strength steel sheet according to the present invention has a transition temperature vTrs of −80 in the FL notch Charpy impact test of the base material.
The impact absorption energy vE _-80 (atFL) at less than ℃ and at -80 ℃ of the joint is over 100 (J), and it has sufficient toughness of weld metal and weld heat affected zone. Therefore, this high-tensile steel plate can be sufficiently used as a structural member such as a pressure vessel or a marine structure. Further, since the high-tensile steel sheet according to the present invention suppresses the content of expensive alloy elements as much as possible, it is possible to suppress the cost increase.

【００５２】[0052]

【実施例】表１に示す鋼組成および炭素当量Ｃeqを有す
る鋼片を、表２に示すスラブ加熱温度に加熱した後、引
き続いて表２に示す未再結晶域圧下率を含む熱間圧延を
行い、表２に示す冷却停止温度まで加速冷却を行うこと
により、板厚が24mmの厚鋼板を得た。EXAMPLE A steel slab having the steel composition and carbon equivalent Ceq shown in Table 1 was heated to the slab heating temperature shown in Table 2, and subsequently hot-rolled including the unrecrystallized zone reduction shown in Table 2. By performing the accelerated cooling to the cooling stop temperature shown in Table 2, a thick steel plate having a plate thickness of 24 mm was obtained.

【００５３】[0053]

【表１】 [Table 1]

【００５４】[0054]

【表２】 [Table 2]

【００５５】表１における鋼種No.1〜鋼種No.18 は、本
発明で規定する組成を満足する鋼種であり、鋼種No.19
〜鋼種No.30 は、本発明で規定する組成を満足しない鋼
種である。なお、表１および表２における＊印は、本発
明の範囲を満足しないことを示す。Steel types No. 1 to No. 18 in Table 1 are steel types satisfying the composition specified in the present invention, and steel types No. 19
~ Steel grade No. 30 is a steel grade that does not satisfy the composition specified in the present invention. In addition, the * marks in Tables 1 and 2 indicate that the range of the present invention is not satisfied.

【００５６】これらの厚鋼板から試料No.1〜試料No.35
を切り出して、走査型電子顕微鏡あるいは透過型電子顕
微鏡を用いて組織観察を行うことにより上部ベイナイト
比率Ｆ_BUを測定して2/(Si^0.32×Ｆ_BU) を求めるととも
に、F.L.ノッチシャルピー衝撃試験を行って、母材部の
F.L.ノッチシャルピー衝撃試験の遷移温度vTrsと、継手
部の−80℃における衝撃吸収エネルギvE_-80(atFL) とを
測定した。なお、試料No.1〜試料No.35 についての溶接
条件は、開先形状：Ｘ開先、溶接方法：SAW 、入熱：3.
0kJ/mmとした。From these thick steel plates, sample No. 1 to sample No. 35
The upper bainite ratio F _BU is measured by observing the structure with a scanning electron microscope or a transmission electron microscope, and 2 / (Si ^0.32 × F _BU ) is obtained, and the FL notch Charpy impact test is performed. Of the base metal part
The transition temperature vTrs of the FL notch Charpy impact test and the impact absorption energy vE- ₈₀ (atFL) of the joint portion at -80 ° C were measured. The welding conditions for sample No. 1 to sample No. 35 are groove shape: X groove, welding method: SAW, heat input: 3.
It was set to 0 kJ / mm.

【００５７】2/(Si^0.32×Ｆ_BU) を表１に示すととも
に、遷移温度vTrsおよび衝撃吸収エネルギvE_-80(atFL)
を表２にまとめて示す。なお、表２における**印は不芳
データであることを示す。2 / (Si ^0.32 × F _BU ) is shown in Table 1, the transition temperature vTrs and the impact absorption energy vE _-80 (atFL) are shown.
Are summarized in Table 2. In addition, ** in Table 2 indicates that the data is unsatisfactory.

【００５８】表２における試料No.1、および試料No.7〜
試料No.23 は、鋼種の組成、スラブ加熱温度、熱間圧延
条件および冷却条件がいずれも本発明の範囲を満足する
本発明例である。試料No.1、および試料No.7〜試料No.2
3 は、いずれも、母材部のF.L.ノッチシャルピー衝撃試
験の遷移温度vTrsが−80℃未満、および継手部の−80℃
における衝撃吸収エネルギvE_-80(atFL) が100(J)超であ
り、溶接金属や溶接熱影響部の靱性の目標を充分に満足
する。このため、試料No.1、および試料No.7〜試料No.2
3 は、例えば圧力容器や海洋構造物等の構造部材として
好適に使用することができる。Sample No. 1 and Sample No. 7 in Table 2
Sample No. 23 is an example of the present invention in which the composition of steel grade, slab heating temperature, hot rolling conditions and cooling conditions all satisfy the range of the present invention. Sample No. 1 and Sample No. 7 to Sample No. 2
In all 3, the transition temperature vTrs of the FL notch Charpy impact test of the base material is less than -80 ℃, and the joint temperature is -80 ℃.
The impact absorption energy vE _-80 (atFL) at is over 100 (J), which sufficiently satisfies the toughness target of the weld metal and the heat affected zone. Therefore, sample No. 1 and sample No. 7 to sample No. 2
3 can be preferably used as a structural member such as a pressure vessel or an offshore structure.

【００５９】これに対し、表２における試料No.2は、ス
ラブ加熱温度が本発明の範囲を下回るため、Nbの固溶な
どが著しく少なくなり、母材靱性の目標値を満足できな
かった。On the other hand, in the sample No. 2 in Table 2, the slab heating temperature was below the range of the present invention, so the solid solution of Nb was remarkably reduced, and the target value of the base material toughness could not be satisfied.

【００６０】試料No.3は、スラブ加熱温度が本発明の範
囲を上回るため、オーステナイト粒径の粗大化が著しく
なり、母材靱性の目標値を満足できなかった。試料No.4
は、未再結晶域圧下率が本発明の範囲を下回るため、微
細なサブグレインを効果的に形成することができず、母
材靱性の目標値を満足できなかった。In sample No. 3, since the slab heating temperature exceeded the range of the present invention, the austenite grain size was significantly coarsened, and the target value of the base metal toughness could not be satisfied. Sample No.4
Since the reduction ratio of the unrecrystallized region was below the range of the present invention, fine subgrains could not be effectively formed, and the target value of the base material toughness could not be satisfied.

【００６１】試料No.5は、冷却停止温度が本発明の範囲
を上回るため、ベイナイトの生成が不十分となり、母材
靱性の目標値を満足できなかった。試料No.6は、冷却停
止温度が本発明の範囲を下回るため、強度が上昇し過ぎ
てしまい、母材靱性の目標値を満足できなかった。Since the cooling stop temperature of the sample No. 5 exceeded the range of the present invention, the formation of bainite was insufficient and the target value of the base metal toughness could not be satisfied. In sample No. 6, the cooling stop temperature was below the range of the present invention, so the strength increased too much, and the target value of the base material toughness could not be satisfied.

【００６２】試料No.24 は、Ｃ含有量および炭素当量Ｃ
eqがともに本発明の範囲を下回るため、母材靱性および
溶接部靱性それぞれの目標値をいずれも満足できなかっ
た。試料No.25 は、Si含有量が本発明の範囲を上回るた
め、母材靱性および溶接部靱性それぞれの目標値をいず
れも満足できなかった。Sample No. 24 has a C content and a carbon equivalent C
Since both eq are below the range of the present invention, neither the target values of the base metal toughness and the weld zone toughness could be satisfied. In sample No. 25, since the Si content exceeds the range of the present invention, neither the target values of the base metal toughness and the weld zone toughness could be satisfied.

【００６３】試料No.26 は、Mn含有量および炭素当量Ｃ
eqがともに本発明の範囲を下回るため、母材靱性および
溶接部靱性それぞれの目標値をいずれも満足できなかっ
た。試料No.27 は、Cu含有量が本発明の範囲を下回るた
め、母材靱性および溶接部靱性それぞれの目標値をいず
れも満足できなかった。Sample No. 26 has Mn content and carbon equivalent C
Since both eq are below the range of the present invention, neither the target values of the base metal toughness and the weld zone toughness could be satisfied. In the sample No. 27, the Cu content was less than the range of the present invention, and therefore the target values of the base metal toughness and the weld zone toughness were not both satisfied.

【００６４】試料No.28 は、Cr含有量および炭素当量Ｃ
eqがともに本発明の範囲を上回るため、母材靱性および
溶接部靱性それぞれの目標値をいずれも満足できなかっ
た。試料No.29 は、Nb含有量が本発明の範囲を下回るた
め、母材靱性および溶接部靱性それぞれの目標値をいず
れも満足できなかった。Sample No. 28 has Cr content and carbon equivalent C
Since both eq exceed the range of the present invention, neither the target values of the base metal toughness and the weld zone toughness could be satisfied. In sample No. 29, the Nb content was less than the range of the present invention, so that the target values of the base metal toughness and weld zone toughness were not both satisfied.

【００６５】試料No.30 は、Ti含有量が本発明の範囲を
下回るため、母材靱性および溶接部靱性それぞれの目標
値をいずれも満足できなかった。試料No.31 は、Ni含有
量が本発明の範囲を上回るため、母材靱性および溶接部
靱性それぞれの目標値をいずれも満足できなかった。In sample No. 30, since the Ti content was below the range of the present invention, neither the target values of the base metal toughness and the weld zone toughness could be satisfied. In sample No. 31, the Ni content exceeded the range of the present invention, and therefore, neither the target values of the base metal toughness and the weld zone toughness could be satisfied.

【００６６】試料No.32 は、Mo含有量および炭素当量Ｃ
eqがともに本発明の範囲を上回るため、母材靱性および
溶接部靱性それぞれの目標値をいずれも満足できなかっ
た。試料No.33 は、Ｖ含有量が本発明の範囲を上回るた
め、母材靱性および溶接部靱性それぞれの目標値をいず
れも満足できなかった。Sample No. 32 has Mo content and carbon equivalent C
Since both eq exceed the range of the present invention, neither the target values of the base metal toughness and the weld zone toughness could be satisfied. In sample No. 33, since the V content exceeds the range of the present invention, neither the target values of the base metal toughness and the weld zone toughness could be satisfied.

【００６７】試料No.34 は、Ｗ含有量が本発明の範囲を
上回るため、母材靱性および溶接部靱性それぞれの目標
値をいずれも満足できなかった。さらに、試料No.35
は、Ｃ含有量が本発明の範囲を上回るとともに2/(Si
^0.32×Ｆ_BU) が本発明の範囲を下回るため、母材靱性お
よび溶接部靱性それぞれの目標値をいずれも満足できな
かった。In sample No. 34, since the W content exceeded the range of the present invention, neither the target values of the base metal toughness and the weld zone toughness could be satisfied. Furthermore, sample No. 35
Is 2 / (Si if the C content exceeds the range of the present invention.
^{Since 0.32} × F _BU ) is below the range of the present invention, neither the target values of the base metal toughness and the weld zone toughness could be satisfied.

【００６８】（変形形態）実施形態および実施例の説明
では、鋼材が鋼板である場合を例にとった。しかし、本
発明は鋼板には限定されず、例えば鋼管や形鋼等といっ
た鋼板以外の鋼材に対しても、同様に適用される。(Variation) In the description of the embodiments and examples, the case where the steel material is a steel plate is taken as an example. However, the present invention is not limited to steel plates, and is similarly applied to steel materials such as steel pipes and shaped steels other than steel plates.

【００６９】また、実施形態および実施例の説明では、
熱間圧延終了後に、400 〜600 ℃の温度域までの加速冷
却を行う場合を例にとった。しかし、本発明はこの加速
冷却には限定されず、ベイナイトを充分に生成して強度
を確保できる冷却を行えばよい。In the description of the embodiments and examples,
As an example, after the hot rolling is completed, accelerated cooling to a temperature range of 400 to 600 ° C is performed. However, the present invention is not limited to this accelerated cooling, and cooling that can sufficiently generate bainite and ensure strength can be performed.

【００７０】[0070]

【発明の効果】以上詳細に説明したように、本発明によ
り、靱性に優れた高張力鋼材およびその製造方法、具体
的には、例えばアーク溶接やビーム溶接等の溶接施工に
より工作される構造物の構造部材に適用するのに適した
靱性に優れた高張力鋼材およびその製造方法を提供する
こと、より具体的には、母材部のF.L.ノッチシャルピー
衝撃試験の遷移温度vTrsが−80℃未満、継手部の−80℃
における衝撃吸収エネルギvE_-80(atFL) が100(J)超であ
り、例えば圧力容器や海洋構造物等の構造部材として使
用するのに好適な靱性に優れた高張力鋼材およびその製
造方法を提供することが可能となった。かかる効果を有
する本発明の意義は、極めて著しい。As described in detail above, according to the present invention, a high-strength steel material having excellent toughness and a method for producing the same, specifically, a structure manufactured by welding such as arc welding or beam welding. To provide a high-tensile steel material excellent in toughness suitable for application to the structural members of the above and a manufacturing method thereof, and more specifically, a transition temperature vTrs of the FL notch Charpy impact test of the base metal portion is less than −80 ° C. , -80 ℃ of joint
Provided is a high-tensile steel material having a shock absorption energy vE _-80 (atFL) of over 100 (J) and excellent in toughness suitable for use as a structural member such as a pressure vessel or an offshore structure, and a manufacturing method thereof. It became possible to do. The significance of the present invention having such an effect is extremely remarkable.

【図面の簡単な説明】[Brief description of drawings]

【図１】図１(a) 〜図１(c) は、いずれも、板厚24mm、
Ｘ開先およびSAW3.0kJ/mm の条件からなる溶接部につい
てF.L.ノッチシャルピ衝撃試験を行った場合に、Ｃ含有
量およびSi含有量が、F.L.ノッチシャルピ吸収エネルギ
に与える影響を示すグラフであり、図１(a) は上部ベイ
ナイト比率Ｆ_BUが100 ％である場合を示し、図１(b) は
上部ベイナイト比率Ｆ_BUが90％である場合を示し、さら
に、図１(c) は上部ベイナイト比率Ｆ_BUが80％である場
合を示す。FIG. 1 (a) to FIG. 1 (c) are each a plate thickness of 24 mm,
FIG. 3 is a graph showing the influence of C content and Si content on the FL notch Charpy absorbed energy when a FL notch Charpy impact test is performed on a welded portion under the conditions of X groove and SAW 3.0 kJ / mm, 1 (a) shows the case where the upper bainite ratio F _BU is 100%, FIG. 1 (b) shows the case where the upper bainite ratio F _BU is 90%, and FIG. 1 (c) shows the upper bainite. The case where the ratio F _BU is 80% is shown.

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 C21D 8/02 ─────────────────────────────────────────────────── ─── Continuation of front page (58) Fields surveyed (Int.Cl. ⁷ , DB name) C22C 38/00 C21D 8/02

Claims

(57)【特許請求の範囲】(57) [Claims]

【請求項１】重量％で、Ｃ：0.005 〜0.04％、Si：0.
10〜0.40％、Mn：0.6 〜2.0 ％、Cu：0.05〜2.0 ％、C
r：0.05〜1.6 ％、Nb：0.005 〜0.1 ％、Ti：0.005 〜
0.1 ％を含有し、AlおよびＢを実質的に含有しないとと
もに下記(1) 式により規定される炭素当量Ｃeqが0.30〜
0.45％の範囲にあり、残部Feおよび不可避的不純物から
なる鋼組成を有し、Ｃ量およびSi量が下記(2) 式を満足
するとともにフェライト・ベイナイト組織を呈すること
を特徴とする靱性に優れた高張力鋼材。【数１】Ｃeq＝Ｃ＋Mn/6＋Si/24 ＋Ni/40 ＋Cr/5＋Mo/4＋Ｖ/14 ・・・・・・・(1) Ｃ≦ 2/(Si^0.32×Ｆ_BU) ・・・・・・・(2) ただし、符号Ｆ_BUは上部ベイナイト比率 (％) を示す。1. By weight%, C: 0.005 to 0.04%, Si: 0.
10 to 0.40%, Mn: 0.6 to 2.0%, Cu: 0.05 to 2.0%, C
r: 0.05 to 1.6%, Nb: 0.005 to 0.1%, Ti: 0.005 to
It contains 0.1%, contains substantially no Al and B, and has a carbon equivalent Ceq defined by the following formula (1) of 0.30 to
It has a steel composition that is in the range of 0.45% and consists of the balance Fe and inevitable impurities, and has excellent toughness characterized by satisfying the following formula (2) and having a ferrite-bainite structure. High-strength steel material. [Equation 1] Ceq = C + Mn / 6 + Si / 24 + Ni / 40 + Cr / 5 + Mo / 4 + V / 14 ・・・・・・・ (1) C ≦ 2 / (Si ^0.32 × F _BU ) ・・・・・・ ( 2) However, the symbol F _BU indicates the upper bainite ratio (%).

【請求項２】さらに、重量％で、Ni：2.0 ％以下、M
o：1.0 ％以下、Ｖ：0.1 ％以下、Ｗ：1.0 ％以下、REM
：0.02％以下およびCa：0.02％以下からなる群から選
ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする
請求項１に記載された高張力鋼材。2. Further, by weight%, Ni: 2.0% or less, M
o: 1.0% or less, V: 0.1% or less, W: 1.0% or less, REM
: 0.02% or less and Ca: 0.02% or less, and the high-strength steel material according to claim 1, containing one or more selected from the group consisting of:

【請求項３】重量％で、Ｃ：0.005 〜0.04％、Si：0.
10〜0.40％、Mn：0.6 〜2.0 ％、Cu：0.05〜2.0 ％、C
r：0.05〜1.6 ％、Nb：0.005 〜0.1 ％、Ti：0.005 〜
0.1 ％を含有し、AlおよびＢを実質的に含有しないとと
もに下記(1)式により規定される炭素当量Ｃ_eqが0.30〜
0.45％の範囲にあり、残部Feおよび不可避的不純物から
なる鋼組成を有する鋼片を、1000〜1350℃の温度域に加
熱した後、未再結晶域での圧下率が50％以上である圧延
を行って所望の板厚とした後に、冷却を行うことを特徴
とする靱性に優れた高張力鋼材の製造方法。【数２】Ｃ_eq＝Ｃ＋Mn/6＋Si/24 ＋Ni/40 ＋Cr/5＋Mo/4
＋Ｖ/14 ・・・・・・・(1)3. C: 0.005 to 0.04% by weight, Si: 0.
10 to 0.40%, Mn: 0.6 to 2.0%, Cu: 0.05 to 2.0%, C
r: 0.05 to 1.6%, Nb: 0.005 to 0.1%, Ti: 0.005 to
It contains 0.1%, contains substantially no Al and B, and has a carbon equivalent C _eq defined by the following formula (1) of 0.30 to
A steel slab having a steel composition in the range of 0.45% and the balance Fe and unavoidable impurities is heated to a temperature range of 1000 to 1350 ° C, and then rolled with a rolling reduction of 50% or more in the unrecrystallized region. The method for producing a high-strength steel material having excellent toughness is characterized in that after cooling is performed to obtain a desired plate thickness, cooling is performed. [ _Equation 2] C _eq = C + Mn / 6 + Si / 24 + Ni / 40 + Cr / 5 + Mo / 4
＋ V / 14 ・・・・・・ (1)

【請求項４】前記鋼片は、さらに、重量％で、Ni：2.
0 ％以下、Mo：1.0％以下、Ｖ：0.1 ％以下、Ｗ：1.0
％以下、REM ：0.02％以下およびCa：0.02％以下からな
る群から選ばれた１種または２種以上を含有する請求項
３に記載された靱性に優れた高張力鋼材の製造方法。4. The billet further comprises, in weight percent, Ni: 2.
0% or less, Mo: 1.0% or less, V: 0.1% or less, W: 1.0
% Or less, REM: 0.02% or less and Ca: 0.02% or less, and a method for producing a high-strength steel material excellent in toughness according to claim 3, containing one or more selected from the group consisting of:

【請求項５】前記冷却は、400 〜600 ℃の温度域まで
の加速冷却である請求項３または請求項４に記載された
靱性に優れた高張力鋼材の製造方法。5. The method for producing a high-strength steel material having excellent toughness according to claim 3, wherein the cooling is accelerated cooling to a temperature range of 400 to 600 ° C.