JP4412098B2 - Low yield ratio high strength steel sheet with excellent weld heat affected zone toughness and method for producing the same - Google Patents
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Description
本発明は、建築、海洋構造物、ラインパイプ、造船、土木、建設機械等の分野での使用に好適な、溶接部も含めて高靱性を要求される、溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高強度鋼板とその製造方法に関するものである。 The present invention is suitable for use in the fields of architecture, offshore structures, line pipes, shipbuilding, civil engineering, construction machinery, etc., and is required to have high toughness including welded parts, and has excellent low heat-affected zone toughness. The present invention relates to a high yield strength steel plate and a method for producing the same.
近年、溶接構造用鋼材においては、高強度、高靱性に加え、耐震性の観点から低降伏比化も要求されている。一般に、鋼材の金属組織を、フェライトの様な軟質相の中に、ベイナイトやマルテンサイトなどの硬質相が適度に分散した組織にすることで、鋼材の低降伏比化が可能であることが知られている。 In recent years, steel materials for welded structures are required to have a low yield ratio from the viewpoint of earthquake resistance in addition to high strength and high toughness. In general, it is known that the yield ratio of steel can be reduced by making the microstructure of steel a structure in which a hard phase such as bainite or martensite is appropriately dispersed in a soft phase such as ferrite. It has been.
上記のような軟質相の中に硬質相が適度に分散した組織を得る製造方法として、焼入れ（Ｑ）と焼戻し（Ｔ）の中間に、フェライトとオーステナイトの２相域からの焼き入れ（Ｑ’）を施す熱処理方法が知られている（例えば、特許文献１参照。）。この熱処理方法では、Ｑ’温度を適当に選択することにより、低降伏比化が達成可能であるが、熱処理工程数が増加するため、生産性の低下、製造コストの増加を招く。 As a production method for obtaining a structure in which a hard phase is appropriately dispersed in the soft phase as described above, quenching from a two-phase region of ferrite and austenite (Q ′) between quenching (Q) and tempering (T). ) Is known (see, for example, Patent Document 1). In this heat treatment method, a low yield ratio can be achieved by appropriately selecting the Q 'temperature, but the number of heat treatment steps increases, resulting in a decrease in productivity and an increase in manufacturing cost.
製造工程が増加することがない方法として、Ａｒ３温度以上で圧延終了後、鋼材の温度がフェライトが生成するＡｒ３変態点以下になるまで加速冷却の開始を遅らせる方法が開示されている（例えば、特許文献２参照。）。しかし、圧延終了から加速冷却開始までの温度域を放冷程度の冷却速度で冷却する必要があるため、生産性が極端に低下する。 As a method that does not increase the manufacturing process, a method is disclosed in which the start of accelerated cooling is delayed until the temperature of the steel material is equal to or lower than the Ar3 transformation point where ferrite is generated after rolling is finished at an Ar3 temperature or higher (for example, a patent). Reference 2). However, since it is necessary to cool the temperature range from the end of rolling to the start of accelerated cooling at a cooling rate that is about the ability to cool, productivity is extremely reduced.
特許文献１、特許文献２に開示されている様な複雑な熱処理を行わずに低降伏比化を達成する技術として、Ａｒ３変態点以上で鋼材の圧延を終了し、その後の加速冷却速度と冷却停止温度を制御することで、針状フェライトとマルテンサイトの２相組織とし、低降伏比化を達成する方法が知られている（例えば特許文献３参照。）。
しかし、特許文献３に記載の技術では、その実施例が示すように、引張強さで５９０Ｎ／ｍｍ２（６０ｋｇ／ｍｍ２）級の鋼材とするために鋼材の炭素含有量を高めるか、あるいはその他の合金元素の添加量を増やした成分組成とする必要があるため、素材コストの上昇を招くだけでなく、溶接熱影響部靭性の劣化が問題となる。 However, in the technique described in Patent Document 3, as shown in the examples, in order to obtain a steel material having a tensile strength of 590 N / mm 2 (60 kg / mm 2 ), the carbon content of the steel material is increased, or Since it is necessary to have a component composition in which the added amount of other alloy elements is increased, not only the material cost is increased, but also the deterioration of the toughness of the weld heat affected zone becomes a problem.
このように従来の技術では、生産性を低下させることなく、または素材コストを上昇させることなく、低降伏比高強度高靱性鋼板を製造することは困難である。 As described above, it is difficult to produce a low yield ratio, high strength, high toughness steel sheet without lowering productivity or increasing material cost with the conventional technology.
したがって本発明の目的は、このような従来技術の課題を解決し、多量の合金元素等を添加して素材コストを上昇させることなく、高製造効率、低コストで製造できる、溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高強度鋼板及びその製造方法を提供することにある。 Therefore, the object of the present invention is to solve the above-mentioned problems of the prior art and to produce weld heat-affected zone toughness that can be manufactured at high production efficiency and low cost without increasing the material cost by adding a large amount of alloy elements and the like. An object of the present invention is to provide a low-yield-ratio high-strength steel sheet and a method for producing the same.
このような課題を解決するための本発明の特徴は以下の通りである。
（１）、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：１．２〜２．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．４％、Ｔｉ：０．００８〜０．０２５％、Ｎ:０．００４〜０．００７％、Ａｌ：０．０８％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、Ｔｉ量とＮ量との比であるＴｉ／Ｎが２〜４であり、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉの合計量との比であるＣ／(Ｍｏ＋Ｔｉ)が１．２〜３であり、金属組織がフェライトとベイナイトと島状マルテンサイトとの合計の体積分率が９７％以上であり、島状マルテンサイトの面積分率が３〜２０％であることを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高強度鋼板。
（２）、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％および／またはＶ：０．００５〜０．１％を含有し、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量との比であるＣ／(Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ)が１．２〜３であることを特徴とする（１）に記載の溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高強度鋼板。
（３）、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：１．２〜２．５％、Ｔｉ：０．００８〜０．０２５％、Ｎ:０．００４〜０．００７％、Ａｌ：０．０８％以下を含有し、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％および／またはＶ：０．００５〜０．１％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、かつＴｉ量とＮ量との比であるＴｉ／Ｎが２〜４であり、原子％でのＣ量とＮｂ、Ｖの合計量との比であるＣ／(Ｎｂ＋Ｖ)が１．２〜６であり、金属組織がフェライトとベイナイトと島状マルテンサイトとの合計の体積分率が９７％以上であり、島状マルテンサイトの面積分率が３〜２０％であることを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高強度鋼板。
（４）、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００１〜０．００３％を含有し、不純物として含有されるＯ、ＳがＯ：０．００３％以下、Ｓ：０．００５％以下であり、かつＣａ、Ｏ、Ｓの含有量が下記（ａ）式を満たすことを特徴とする（１）ないし（３）のいずれかに記載の溶接熱影響部靱性に優れた低降伏比高強度鋼板。
０．４≦（１−１３０×[Ｏ]）×[Ｃａ]／（１．２５×[Ｓ]）≦０．８ …（ａ）
但し、（ａ）式の元素記号は各含有元素の質量％を示す。
（５）、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｂ：０．００５％以下の中から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）ないし（４）のいずれかに記載の溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高強度鋼板。
（６）、（１）ないし（５）のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、Ａｒ３温度以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で４５０〜６５０℃まで加速冷却を行い、その後直ちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７５０℃まで再加熱を行うことを特徴とする、金属組織がフェライトとベイナイトと島状マルテンサイトとの合計の体積分率が９７％以上であり、島状マルテンサイトの面積分率が３〜２０％である溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高強度鋼板の製造方法。
The features of the present invention for solving such problems are as follows.
(1), in mass%, C: 0.03-0.1%, Si: 0.01-0.5%, Mn: 1.2-2.5%, Mo: 0.05-0.4 %, Ti: 0.008 to 0.025%, N: 0.004 to 0.007%, Al: 0.08% or less, with the balance being Fe and inevitable impurities , The ratio Ti / N is 2 to 4, C / (Mo + Ti) is the ratio of the amount of C in atomic% and the total amount of Mo and Ti is 1.2 to 3, and the metal structure is ferrite. And the total volume fraction of bainite and island martensite is 97% or more , and the area fraction of island martensite is 3 to 20%. Yield ratio high strength steel sheet.
(2) Further, by mass%, Nb: 0.005 to 0.07% and / or V: 0.005 to 0.1%, C amount in atomic% and Mo, Ti, Nb, C / (Mo + Ti + Nb + V), which is a ratio to the total amount of V, is 1.2 to 3, The low yield ratio high strength steel plate excellent in weld heat affected zone toughness according to (1).
(3), in mass%, C: 0.03-0.1%, Si: 0.01-0.5%, Mn: 1.2-2.5%, Ti: 0.008-0.025 %, N: 0.004 to 0.007%, Al: 0.08% or less, Nb: 0.005 to 0.07% and / or V: 0.005 to 0.1% The balance is Fe and inevitable impurities , and Ti / N, which is the ratio of Ti amount to N amount, is 2 to 4, and C is the ratio of C amount in atomic% to the total amount of Nb and V. / (Nb + V) is 1.2-6, the metal structure has a total volume fraction of ferrite, bainite, and island martensite of 97% or more , and the area fraction of island martensite is 3-20. % Low yield ratio high strength steel plate with excellent weld heat affected zone toughness.
(4) Further, by mass%, Ca: 0.001 to 0.003% is contained, O and S contained as impurities are O: 0.003% or less, S: 0.005% or less The low yield ratio high-strength steel sheet having excellent weld heat affected zone toughness according to any one of (1) to (3), wherein the Ca, O, and S contents satisfy the following formula (a): .
0.4 ≦ (1-130 × [O]) × [Ca] / (1.25 × [S]) ≦ 0.8 (a)
However, the element symbol of the formula (a) indicates mass% of each contained element.
(5) Further, by mass%, Cu: 0.5% or less, Ni: 0.5% or less, Cr: 0.5% or less, B: 0.005% or less The low yield ratio high strength steel sheet excellent in weld heat affected zone toughness according to any one of (1) to (4), characterized by containing at least a seed.
(6) After heating the steel having the composition according to any one of (1) to (5) to a temperature of 1000 to 1300 ° C. and hot rolling at a rolling finish temperature not lower than the Ar 3 temperature, 5 ° C. The metallic structure is characterized in that accelerated cooling is performed to 450 to 650 ° C. at a cooling rate of at least / s, and reheating is immediately performed to 550 to 750 ° C. at a temperature rising rate of 0.5 ° C./s or more immediately thereafter. Steel, bainite and island martensite with a total volume fraction of 97% or more, and an area fraction of island martensite of 3 to 20%. Manufacturing method.
本発明によれば、溶接熱影響部靱性に優れた低降伏比高強度鋼板を、多量の合金元素を添加することなく、低コストで製造することができる。このため建築、海洋構造物、ラインパイプ、造船、土木、建設機械等の溶接構造物に使用する鋼板を、安価で大量に安定して製造することができ、生産性および経済性を著しく高めることができる。 ADVANTAGE OF THE INVENTION According to this invention, the low yield ratio high strength steel plate excellent in the weld heat affected zone toughness can be manufactured at low cost without adding a large amount of alloy elements. For this reason, steel sheets used for welding structures such as architecture, offshore structures, line pipes, shipbuilding, civil engineering, construction machinery, etc. can be manufactured stably in a large amount at a low price, and the productivity and economy are significantly increased. Can do.
本発明者らは前記課題を解決するために、まず、鋼の溶接熱影響部の細粒化に関して種々の検討を行った結果、多量のＴｉおよびＮを添加することにより、鋼の鋳造過程で生成するＴｉＮの固溶温度が上昇し、かつ添加ＴｉとＮの比をある範囲に制御することによって上記凝固過程でＴｉＮが微細分散し、その結果溶接熱影響部の組織の粗大化を抑制しうること、さらに、鋼中不純物であるＯ、Ｓ量に応じて適切なＣａ添加を行うことで、上記細粒化に加えて、細かい粒界フェライト生成が促進され、鋼の合金設計によらず一定の溶接部靭性向上効果が得られることを見出した。 In order to solve the above problems, the present inventors first made various studies on the refinement of the weld heat-affected zone of steel, and as a result, by adding a large amount of Ti and N, in the steel casting process, By controlling the ratio of added Ti and N within a certain range, TiN is finely dispersed in the solidification process, and as a result, the coarsening of the structure of the heat affected zone is suppressed. In addition to adding fine Ca according to the amount of O and S which are impurities in steel, fine grain boundary ferrite formation is promoted in addition to the above-mentioned fine graining, regardless of the steel alloy design. It has been found that a certain effect of improving the toughness of the weld zone can be obtained.
さらに、鋼板の製造方法、特に制御圧延後の加速冷却とその後の再加熱という製造プロセスについて鋭意検討した結果、以下の（Ａ）〜（Ｃ）の知見を得た。 Furthermore, as a result of earnestly examining the manufacturing method of the steel sheet, particularly the manufacturing process of accelerated cooling after controlled rolling and subsequent reheating, the following knowledge (A) to (C) was obtained.
（Ａ）、加速冷却過程でベイナイト変態途中すなわち未変態オーステナイトが存在する温度領域で冷却を停止し、その後直ちにベイナイト変態終了温度（以下Ｂｆ点と記載する。）以上から再加熱を行うことにより、鋼板の金属組織を、フェライト、ベイナイトの混合相中に硬質相である島状マルテンサイト（以下ＭＡと記載する。）が均一に生成した３相組織となり、低降伏比化が可能である。ＭＡは、たとえば３％ナイタール溶液（nitral:硝酸アルコール溶液）でエッチング後、電解エッチングして観察すると、容易に識別可能である。図１、２は走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で鋼板のミクロ組織を観察した場合の写真であるが、ＭＡは白く浮き立った部分として観測され、フェライト、ベイナイトの混合組織にＭＡが均一に生成している様子が確認できる。 (A) By stopping the cooling in the temperature range in the middle of the bainite transformation in the accelerated cooling process, that is, the untransformed austenite, and then immediately performing reheating from the bainite transformation end temperature (hereinafter referred to as the Bf point) or more, The metal structure of the steel sheet becomes a three-phase structure in which island-like martensite (hereinafter referred to as MA), which is a hard phase, is uniformly formed in the mixed phase of ferrite and bainite, and a low yield ratio is possible. MA can be easily identified by, for example, etching with 3% nital solution (nitral: nitrate alcohol solution) and then observing by electrolytic etching. 1 and 2 are photographs when the microstructure of the steel sheet is observed with a scanning electron microscope (SEM). MA is observed as a white floating part, and MA is uniformly formed in the mixed structure of ferrite and bainite. You can see that.
（Ｂ）、本プロセスを用いることで、加速冷却時のベイナイト変態による強化に加え、再加熱時の未変態オーステナイトからのフェライト変態時に析出する微細析出物による析出強化が得られるため、合金元素が少ない低成分系の鋼においても高強度化が可能になる。そして、Ｍｏ、Ｔｉを含有する鋼を用いることで、極めて微細なＭｏと、Ｔｉとの複合炭化物の分散析出が得られ、また、ＮｂやＶを複合添加する場合でも、Ｔｉ、ＭｏとＮｂおよび／またはＶを含む複合炭化物を分散析出させることによってフェライト相の高強度化が達成できる（第一の実施形態として以下に記載）。また、Ｎｂ、Ｖを含有する鋼を用いることで、凝固段階で生成した微細ＴｉＮを核として極めて微細なＮｂ、Ｖを含有する複合炭窒化物を分散析出させることによってフェライト相の高強度化が達成できる（第二の実施形態として以下に記載）。 (B) By using this process, in addition to strengthening due to bainite transformation during accelerated cooling, precipitation strengthening due to fine precipitates precipitated during ferrite transformation from untransformed austenite during reheating can be obtained. High strength can be achieved even with a small amount of low-component steel. Then, by using steel containing Mo and Ti, a dispersion precipitate of a composite carbide of very fine Mo and Ti is obtained. Even when Nb and V are added in combination, Ti, Mo and Nb and High strength of the ferrite phase can be achieved by dispersing and precipitating composite carbide containing V and / or V (described below as a first embodiment). Also, by using steel containing Nb and V, the strength of the ferrite phase can be increased by dispersing and precipitating composite carbonitride containing very fine Nb and V using fine TiN produced in the solidification stage as a nucleus. Can be achieved (described below as a second embodiment).
（Ｃ）、上記（Ａ）、（Ｂ）の効果は、Ｍｎ等の焼入性向上元素を添加しＭＡの生成を促進すると共に、Ｔｉ、Ｎの制御とＭｏ、Ｔｉ等の炭化物形成元素を添加した鋼や、Ｔｉ、Ｎの制御とＮｂ、Ｖ等の炭化物形成元素を添加した鋼を用いることで得られる。 (C) The effects of (A) and (B) described above are the addition of a hardenability improving element such as Mn to promote the formation of MA, and the control of Ti and N and the formation of carbides such as Mo and Ti. It can be obtained by using added steel or steel to which Ti and N are controlled and carbide forming elements such as Nb and V are added.
本発明は上記の知見により得られたもので、まず溶接熱影響部細粒化のためのＴｉ、Ｎ添加あるいはさらにＣａ添加と、圧延後の加速冷却によって生成したベイナイト相と、その後の再加熱によって生じるＴｉ、Ｍｏを基本として含有する析出物や、微細ＴｉＮを核として生じるＮｂ、Ｖを含有する析出物が分散析出したフェライト相と、硬質相であるＭＡが均一に生成した３相組織を有する低降伏比高強度鋼板に関するものである。溶接熱影響部組織を、Ｔｉ窒化物の均一分散による粗大化抑制と、さらにフェライト変態の核生成を促進するＣａ−Ｍｎ複合酸硫化物により細粒フェライト−ベイナイト組織とすることで、大幅に靱性を向上させることができる。 The present invention has been obtained from the above findings. First, Ti, N addition or further Ca addition for refining the weld heat affected zone, bainite phase generated by accelerated cooling after rolling, and subsequent reheating. A three-phase structure in which precipitates containing Ti and Mo generated by the above, ferrite phases in which precipitates containing Nb and V generated using fine TiN as nuclei are dispersed, and MA, which is a hard phase, are uniformly formed. It has a low yield ratio high strength steel sheet. The weld heat-affected zone structure is greatly toughened by using a Ca-Mn composite oxysulfide that promotes nucleation of ferrite transformation and suppresses coarsening due to uniform dispersion of Ti nitrides. Can be improved.
まず、本発明の鋼板の組織について説明する。 First, the structure of the steel sheet of the present invention will be described.
本発明では、フェライト相、ベイナイト相に硬質相であるＭＡが均一に生成した組織とすることで、低降伏比化を達成している。本発明における、ＭＡ生成のメカニズムは以下の通りである。まず、加速冷却をベイナイト変態途中すなわち未変態オーステナイトが存在する温度域で終了し、その後に再加熱を行うことで未変態オーステナイトからのフェライト変態を生じるが、その際にＣが未変態オーステナイトに排出されるため、フェライト変態が進行するに従ってオーステナイト中のＣ量が増加する。このとき、焼き入れ性を高め、オーステナイト安定化元素である、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ等が一定以上含有されていると、再加熱終了時でもＣが濃縮した未変態オーステナイトが残存し、その後の冷却でＭＡへと変態するものである。本発明では、ベイナイト変態途中で加速冷却を停止し、その後連続的に再加熱を行うことで、製造効率を低下させることなく硬質相であるＭＡを生成させることができ、硬質相を含んだ複合組織である３相組織とすることで低降伏比が達成できる。３相組織中のＭＡの割合は、ＭＡの面積分率（鋼板の任意の断面におけるＭＡの面積の割合）で、３〜２０％とすることが望ましい。ＭＡの面積分率が３％未満では低降伏比化を達成するには不十分であり、また２０％を超えると母材靱性を劣化させる場合がある。また、低降伏比化および母材靭性の観点から、ＭＡの面積分率は５〜１５％とすることが特に望ましい。なお、ＭＡの面積分率は、例えばＳＥＭ観察により得られたミクロ組織を画像処理することによってＭＡの占める面積率を求めることで得ることができる。また、ＭＡが粗大であると破壊の起点となり母材靭性を劣化させるため、ＭＡの平均粒径は、１０μｍ以下であることが望ましい。なお、ＭＡの平均粒径は、ＳＥＭ観察により得られたミクロ組織を画像処理し、個々のＭＡと同じ面積の円の直径を個々のＭＡについて求め、それらの直径の平均値として求めることができる。 In the present invention, a low yield ratio is achieved by forming a structure in which MA, which is a hard phase, is uniformly formed in the ferrite phase and the bainite phase. The mechanism of MA generation in the present invention is as follows. First, accelerated cooling is terminated in the middle of bainite transformation, that is, in the temperature range where untransformed austenite is present, and then reheating is performed to cause ferrite transformation from untransformed austenite. At this time, C is discharged into untransformed austenite. Therefore, the amount of C in the austenite increases as the ferrite transformation proceeds. At this time, if the hardenability is improved and austenite stabilizing elements such as Mn, Cu, Ni, etc. are contained in a certain amount or more, untransformed austenite in which C is concentrated remains even at the end of reheating, and cooling thereafter It transforms into MA. In the present invention, accelerated cooling is stopped in the middle of bainite transformation, and then reheating is performed continuously, so that MA that is a hard phase can be generated without lowering the production efficiency, and a composite containing a hard phase. A low yield ratio can be achieved by using a three-phase structure. The proportion of MA in the three-phase structure is desirably 3 to 20% in terms of the area fraction of MA (ratio of the area of MA in any cross section of the steel sheet). If the area fraction of MA is less than 3%, it is insufficient to achieve a low yield ratio, and if it exceeds 20%, the base material toughness may be deteriorated. Further, from the viewpoint of lowering the yield ratio and the base material toughness, the area fraction of MA is particularly preferably 5 to 15%. Note that the area fraction of MA can be obtained, for example, by determining the area ratio occupied by MA by image processing the microstructure obtained by SEM observation. Further, if the MA is coarse, it becomes a starting point of fracture and deteriorates the toughness of the base material. Therefore, the average particle size of the MA is preferably 10 μm or less. The average particle diameter of MA can be obtained as an average value of the diameters obtained by subjecting the microstructure obtained by SEM observation to image processing, obtaining the diameter of a circle having the same area as each MA, and obtaining the diameter of each MA. .
また、高強度化を達成するために、加速冷却時のベイナイト変態による変態強化と、加速冷却後に再加熱してフェライト中に析出する微細析出物による析出強化を複合して活用することにより、合金元素を多量に添加することなく高強度化を達成することができる。フェライト相は延性に富んでおり、一般的には軟質であるが、本発明では以下に述べる微細な析出物により高強度化する。合金元素を多量に添加しない場合には、加速冷却で得られるベイナイト単相組織だけでは強度不足であるが、析出強化されたフェライト相により十分な強度を有するものとなる。析出強化を活用した鋼板では一般的に高降伏比となるが、本発明では他相と硬度差の大きなＭＡを均一に生成させることにより低降伏比化を実現している。 Also, in order to achieve high strength, the alloy is strengthened by the combination of transformation strengthening by bainite transformation during accelerated cooling and precipitation strengthening by fine precipitates reheated after accelerated cooling and precipitated in ferrite. High strength can be achieved without adding a large amount of elements. The ferrite phase is rich in ductility and is generally soft, but in the present invention, the strength is increased by the fine precipitates described below. When a large amount of the alloy element is not added, the strength is insufficient only with the bainite single-phase structure obtained by accelerated cooling, but the precipitation strengthened ferrite phase has sufficient strength. A steel plate utilizing precipitation strengthening generally has a high yield ratio, but in the present invention, a low yield ratio is realized by uniformly generating MA having a large hardness difference from other phases.
なお、金属組織が、実質的にフェライトとベイナイトとＭＡとの３相組織からなるとは、本発明の作用効果を無くさない限り、フェライト、ベイナイトおよびＭＡ以外の組織を含有するものが、本発明の範囲に含まれることを意味する。 In addition, as long as the metal structure is substantially composed of a three-phase structure of ferrite, bainite, and MA, a structure containing a structure other than ferrite, bainite, and MA is used unless the effects of the present invention are lost. It is included in the range.
フェライトとベイナイトとＭＡとの３相組織に、パーライトなどの異なる金属組織が１種または２種以上混在する場合は、強度が低下するため、フェライト相、ベイナイト相およびＭＡ以外の組織分率は少ない程良い。しかし、フェライト相、ベイナイト相およびＭＡ以外の組織の体積分率が低い場合は影響が無視できるため、トータルの体積分率で３％未満の他の金属組織を、すなわちパーライトやセメンタイト等を１種または２種以上含有してもよい。また、強度確保の観点からフェライトの体積分率を５％以上に、母材の靭性確保の観点からベイナイトの体積分率を１０％以上にする事が望ましい。 When one or two or more different metal structures such as pearlite are mixed in the three-phase structure of ferrite, bainite, and MA, the strength decreases, so the structure fraction other than the ferrite phase, bainite phase, and MA is small. Moderately good. However, if the volume fraction of the structure other than the ferrite phase, bainite phase and MA is low, the influence can be ignored, so other metal structures of less than 3% in total volume fraction, that is, one kind of pearlite, cementite, etc. Or you may contain 2 or more types. Further, it is desirable that the volume fraction of ferrite is 5% or more from the viewpoint of securing strength, and the volume fraction of bainite is 10% or more from the viewpoint of securing toughness of the base material.
次に、上記のフェライト相内に析出する微細な析出物について説明する。 Next, the fine precipitate which precipitates in the ferrite phase will be described.
第1の実施形態における本発明の鋼板では、フェライト相中のＭｏとＴｉとを基本として含有する析出物による析出強化を利用している。Ｍｏ及びＴｉは鋼中で炭化物を形成する元素であり、ＭｏＣ、ＴｉＣの析出により鋼を強化することは従来行われているが、本発明ではＭｏとＴｉを複合添加して、ＭｏとＴｉとを基本として含有する複合炭化物を鋼中に微細に分散析出させることにより、ＭｏＣまたはＴｉＣの析出強化の場合に比べて、より大きな強度向上効果が得られることが特徴である。この従来にない大きな強度向上効果は、ＭｏとＴｉとを基本として含有する複合炭化物が安定でかつ成長速度が遅いので、粒径が１０nm未満の極めて微細な析出物が得られることによるものである。 In the steel sheet of the present invention in the first embodiment, precipitation strengthening by precipitates containing Mo and Ti in the ferrite phase as a basis is utilized. Mo and Ti are elements that form carbides in steel, and strengthening of steel by precipitation of MoC and TiC has been conventionally performed. However, in the present invention, Mo and Ti are added together to form Mo and Ti. It is a feature that a larger strength improvement effect can be obtained by finely dispersing and precipitating a composite carbide containing bismuth in steel as compared with MoC or TiC precipitation strengthening. This unprecedented strength improvement effect is due to the fact that a composite carbide containing Mo and Ti as a basis is stable and has a slow growth rate, so that an extremely fine precipitate having a particle size of less than 10 nm can be obtained. .
ＭｏとＴｉとを基本として含有する複合炭化物は、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｃのみで構成される場合は、ＭｏとＴｉの合計とＣとが原子比で１：１の付近で化合しているものであり、高強度化に非常に効果がある。本発明では、Ｎｂおよび／またはＶを複合添加することにより、析出物がＭｏ、ＴｉとＮｂおよび／またはＶを含んだ複合炭化物となり、同様の析出強化が得られることを見出した。 When the composite carbide containing Mo and Ti as a base is composed of only Mo, Ti, and C, the total of Mo and Ti and C are combined in an atomic ratio of about 1: 1. Yes, it is very effective for increasing strength. In the present invention, it has been found that by adding Nb and / or V in combination, the precipitate becomes a composite carbide containing Mo, Ti and Nb and / or V, and the same precipitation strengthening can be obtained.
また、第２の実施形態として、凝固過程で生成した微細ＴｉＮを核としてフェライト相中のＮｂ、Ｖの中から選ばれる１種以上を含有する複合炭化物の析出強化を利用している。Ｎｂ、Ｖは鋼中で炭化物を形成する元素であり、個々の炭化物の析出により鋼を強化することは従来行われているが、本発明ではＮｂ、Ｖの中から選ばれる１種以上を複合添加して、既に存在するＴｉＮを核とした複合炭窒化物を鋼中に微細析出させることにより、個々の炭化物による析出強化の場合に比べて、より大きな強度向上効果が得られることが特徴である。この従来にない大きな強度向上効果は、この複合炭窒化物が安定でかつ成長速度が遅いので、粒径が２０ｎｍ未満の極めて微細な析出物が得られることによるものである。 Further, as a second embodiment, precipitation strengthening of a composite carbide containing one or more selected from Nb and V in a ferrite phase using fine TiN generated in a solidification process as a nucleus is used. Nb and V are elements that form carbides in steel, and it has been conventionally performed to strengthen steel by precipitation of individual carbides, but in the present invention, one or more selected from Nb and V are combined. By adding and precipitating the existing composite carbonitrides with TiN as the core into fine precipitates in steel, a greater strength improvement effect can be obtained compared to precipitation strengthening by individual carbides. is there. This unprecedented strength improvement effect is due to the fact that this composite carbonitride is stable and has a slow growth rate, so that extremely fine precipitates having a particle size of less than 20 nm can be obtained.
本発明の第２の実施形態において鋼板内に分散析出する析出物である、Ｎｂ、Ｖの中から選ばれる1種以上を含有する複合炭化物は、Ｎｂ、Ｖの合計とＣとが原子比で１：１の付近で化合しているものであり、高強度化に非常に効果がある。また、この微細炭化物は主にフェライト相中に析出するが、化学成分、製造条件によってはベイナイト相からも析出する場合がある。 In the second embodiment of the present invention, the composite carbide containing one or more selected from Nb and V, which is a precipitate that is dispersed and precipitated in the steel sheet, has a sum of Nb and V and C in atomic ratio. They are combined in the vicinity of 1: 1, and are very effective in increasing the strength. Moreover, although this fine carbide precipitates mainly in a ferrite phase, it may precipitate also from a bainite phase depending on a chemical component and manufacturing conditions.
この複合炭化物の微細析出物の個数率はＴｉＮを除いた全析出物の９５％以上であることが好ましい。なお、この微細な複合炭化物の析出物の平均粒径は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で撮影した写真を画像処理し、個々の析出物と同じ面積の円の直径を個々の複合炭化物について求め、それらの直径の平均値として求めることができる。 The number ratio of fine precipitates of the composite carbide is preferably 95% or more of the total precipitates excluding TiN. The average particle size of the fine composite carbide precipitates is obtained by subjecting a photograph taken with a transmission electron microscope (TEM) to image processing, and obtaining the diameter of a circle having the same area as each precipitate for each composite carbide. , And can be obtained as an average value of their diameters.
次に、本発明の高強度鋼板の溶接熱影響部組織について説明する。 Next, the weld heat affected zone structure of the high strength steel sheet of the present invention will be described.
本発明では、Ｔｉ窒化物の均一分散による溶接熱影響部組織の粗大化抑制により、溶接熱影響部の靭性を向上させる。また、さらに溶接熱影響部組織をフェライト変態の核生成を促進するＣａ−Ｍｎ複合酸硫化物によって得られる細粒フェライト−ベイナイト組織とすることで、溶接熱影響部の靭性を大幅に向上させることができる。 In the present invention, the toughness of the weld heat affected zone is improved by suppressing the coarsening of the weld heat affected zone structure by uniformly dispersing Ti nitride. Furthermore, the toughness of the weld heat affected zone is greatly improved by making the weld heat affected zone structure a fine-grained ferrite-bainite structure obtained by Ca-Mn composite oxysulfide that promotes nucleation of ferrite transformation. Can do.
本発明の鋼板は以上のように、析出物が微細析出したフェライトと、ベイナイトと、ＭＡとの３相からなる複合組織を有するが、このような組織は以下のような組成の鋼を用いて、以下のような方法で製造することにより得ることができる。 As described above, the steel sheet of the present invention has a composite structure composed of three phases of ferrite with fine precipitates, bainite, and MA. Such a structure uses steel having the following composition. It can be obtained by the following method.
まず、本発明の高強度鋼板の化学成分について説明する。以下の説明において％で示す単位は全て質量％である。 First, chemical components of the high-strength steel plate of the present invention will be described. In the following description, all units represented by% are mass%.
Ｃ：０．０３〜０．１％とする。Ｃは炭化物として析出強化に寄与し、且つＭＡ生成に重要な元素であるが、０．０３％未満ではＭＡの生成に不十分であり、また十分な強度が確保できない。０．１％を超える添加はＨＡＺ靭性を劣化させるため、Ｃ含有量を０．０３〜０．１％に規定する。さらに好適には、０．０３〜０．０８％である。 C: Set to 0.03 to 0.1%. C contributes to precipitation strengthening as a carbide and is an important element for MA formation. However, if it is less than 0.03%, it is insufficient for formation of MA, and sufficient strength cannot be secured. Since addition exceeding 0.1% deteriorates the HAZ toughness, the C content is specified to be 0.03 to 0.1%. More preferably, it is 0.03 to 0.08%.
Ｓｉ：０．０１〜０．５％とする。Ｓｉは脱酸のため添加するが、０．０１％未満では脱酸効果が十分でなく、０．５％を超えると靭性や溶接性を劣化させるため、Ｓｉ含有量を０．０１〜０．５％に規定する。さらに好適には、０．０１〜０．３％である。 Si: 0.01 to 0.5%. Si is added for deoxidation, but if it is less than 0.01%, the deoxidation effect is not sufficient, and if it exceeds 0.5%, the toughness and weldability are deteriorated, so the Si content is 0.01 to 0.00. Specify 5%. More preferably, it is 0.01 to 0.3%.
Ｍｎ：１．２〜２．５％とする。Ｍｎは強度、靭性向上、更に焼き入れ性を向上しＭＡ生成を促すために添加するが、１．２％未満ではその効果が十分でなく、２．５％を超えると靱性ならびに溶接性が劣化するため、Ｍｎ含有量を１．２〜２．５％に規定する。成分や製造条件の変動によらず、安定してＭＡを生成するためには、１．５％以上の添加が望ましい。 Mn: 1.2 to 2.5%. Mn is added to improve strength and toughness, further improve hardenability and promote MA formation. However, if less than 1.2%, the effect is not sufficient, and if over 2.5%, toughness and weldability deteriorate. Therefore, the Mn content is specified to be 1.2 to 2.5%. Addition of 1.5% or more is desirable in order to stably produce MA regardless of changes in components and production conditions.
Ｔｉ：０.００８〜０.０２５％とする。Ｔｉは０．００８％以上、Ｎと同時に添加することで鋼中でのＴｉ窒化物の平衡固溶温度が１３００℃を超える。また、０.００８％以上添加することで、Ｍｏと複合析出物を形成し、強度上昇に大きく寄与する。しかし、０．００２５％を超える添加は溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｔｉ含有量を０．００８〜０．０２５％に規定する。さらに、Ｔｉ含有量が０．０２％未満であると、よりすぐれた靭性を示すため、Ｔｉ含有量を０．００８〜０．０２％未満とすることが好ましい。 Ti: 0.008 to 0.025%. When Ti is added in an amount of 0.008% or more at the same time as N, the equilibrium solution temperature of Ti nitride in steel exceeds 1300 ° C. Further, by adding 0.008% or more, a composite precipitate is formed with Mo, which greatly contributes to an increase in strength. However, addition exceeding 0.0025% leads to deterioration of the weld heat-affected zone toughness, so the Ti content is specified to be 0.008 to 0.025%. Further, when the Ti content is less than 0.02%, it is preferable to make the Ti content 0.008 to less than 0.02% in order to exhibit better toughness.
Ｎ:０．００４〜０．００７％とする。Ｎは０．００４％以上、Ｔｉと同時に添加することで鋼中でのＴｉ窒化物の平衡固溶温度が１３００℃を超える。しかし、０．００７％を超えて添加すると、Ｔｉ窒化物にならない固溶したＮが靱性に悪影響を及ぼすため、Ｎ含有量を０．００４〜０．００７％に規定する。 N: 0.004 to 0.007%. When N is added to 0.004% or more simultaneously with Ti, the equilibrium solution temperature of Ti nitride in steel exceeds 1300 ° C. However, if added over 0.007%, solid solution N that does not become Ti nitride adversely affects toughness, so the N content is specified to be 0.004 to 0.007%.
Ｔｉ／Ｎ：２〜４とする。Ｔｉ量とＮ量との比であるＴｉ／Ｎを４以下とすることで、Ｔｉ窒化物が鋳造時に微細分散析出するため、溶接熱影響部においてオーステナイトの粒成長を全面的に抑制することが可能である。一方で、Ｔｉ／Ｎが２未満の場合は、相対的にＴｉが不足することから固溶したＮが靱性に悪影響を及ぼすため、Ｔｉ／Ｎを２〜４とすることが望ましい。Ｔｉ／Ｎを２〜４とすることで、窒化物を析出させて、Ｍｎ等の焼入性の高い元素を添加しても溶接熱影響部の靱性を良好とすることができる。 Ti / N: 2-4. By making Ti / N, which is the ratio of Ti content and N content, 4 or less, Ti nitride is finely dispersed and precipitated during casting, so that the austenite grain growth can be completely suppressed in the heat affected zone. Is possible. On the other hand, when Ti / N is less than 2, since Ti is relatively insufficient, solid solution N adversely affects toughness, so Ti / N is preferably set to 2 to 4. By setting Ti / N to 2 to 4, even if nitride is precipitated and an element having high hardenability such as Mn is added, the toughness of the weld heat affected zone can be improved.
Ａｌ：０．０８％以下とする。Ａｌは脱酸剤として添加されるが、０．０８％を超えると鋼の清浄度が低下し、靱性が劣化するため、Ａｌ含有量は０．０８％以下に規定する。好ましくは、０．０１〜０．０８％とする。 Al: 0.08% or less. Al is added as a deoxidizer, but if it exceeds 0.08%, the cleanliness of the steel decreases and the toughness deteriorates, so the Al content is specified to be 0.08% or less. Preferably, the content is 0.01 to 0.08%.
第1の実施形態における本発明の鋼板はＭｏを含有する。 The steel plate of the present invention in the first embodiment contains Mo.
Ｍｏ：０.０５〜０.４％とする。Ｍｏは、ＭｏとＴｉとを基本として含有する複合炭化物を析出させる場合に重要な元素であり、添加する場合は０.０５％以上含有させることで、熱間圧延後冷却時のパーライト変態を抑制しつつ、Ｔｉとの微細な複合析出物を形成し、強度上昇に大きく寄与する。しかし、Ｍｏは微細炭化物を形成する元素の一つでありＣを消費するため、０.４％を超えるとＭＡ生成に必要な余剰Ｃが不足することから、Ｍｏ含有量を０.０５〜０.４％に規定する。さらに、溶接熱影響部靭性の観点からＭｏ含有量を０．１〜０．３％とすることが好ましい。 Mo: 0.05 to 0.4%. Mo is an important element when precipitating composite carbides containing Mo and Ti as a base, and when added, 0.05% or more is included to suppress pearlite transformation during cooling after hot rolling. However, a fine composite precipitate with Ti is formed, which greatly contributes to an increase in strength. However, since Mo is one of the elements forming fine carbides and consumes C, if it exceeds 0.4%, the excess C necessary for MA generation is insufficient, so the Mo content is set to 0.05 to 0. It is specified to 4%. Furthermore, it is preferable to make Mo content into 0.1 to 0.3% from a viewpoint of weld heat affected zone toughness.
本発明の高強度鋼板がＭｏを含有する第1の実施形態の場合、ＴｉとＭｏを含有する複合炭化物の微細析出物が得られるが、析出強化を最大限に利用し且つＭＡを生成させるためには、炭化物を形成する元素の含有量の割合を以下のように制限することが望ましい。すなわち、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉの合計量との比である、Ｃ／(Ｍｏ＋Ｔｉ)を１．２〜３とする。本発明による高強度化はＴｉ、Ｍｏを含む析出物によるものである。この複合析出物による析出強化を有効に利用するためには、Ｃ量と炭化物形成元素であるＭｏ、Ｔｉ量の関係が重要であり、これらの元素を適正なバランスのもとで添加することによって、熱的に安定かつ非常に微細な複合析出物を得ることが出来る。また、低降伏比化を達成するためには、析出物で消費されるＣより過剰にＣを添加する必要がある。このとき原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉの合計量との比である、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ）の値が１．２未満の場合、Ｃが全て微細複合析出物に消費され、ＭＡが生成しないため低降伏比化が達成できない。また、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉの合計量との比であるＣ／（Ｍｏ＋Ｔｉ）の値が３を越える場合はＣが過剰であり、溶接熱影響部に島状マルテンサイトなどの硬化組織が形成し溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ）の値を１．２〜３とする。なお、質量％の含有量を用いる場合には、各元素記号を質量％での各元素の含有量として(Ｃ／１２．０１)／(Ｍｏ／９５．９+Ｔｉ／４７．９)の値を１．２〜３とする。さらに好適には、１．４〜３である。 In the case of the first embodiment in which the high-strength steel sheet of the present invention contains Mo, fine precipitates of composite carbide containing Ti and Mo can be obtained. In order to maximize the precipitation strengthening and generate MA For this, it is desirable to limit the content ratio of the elements forming the carbide as follows. That is, C / (Mo + Ti), which is the ratio of the amount of C in atomic% and the total amount of Mo and Ti, is set to 1.2-3. The increase in strength according to the present invention is due to precipitates containing Ti and Mo. In order to effectively use the precipitation strengthening by this composite precipitate, the relationship between the amount of C and the amounts of Mo and Ti which are carbide forming elements is important. By adding these elements in an appropriate balance, Thermally stable and very fine composite precipitates can be obtained. Further, in order to achieve a low yield ratio, it is necessary to add C in excess of C consumed by precipitates. At this time, when the value of C / (Mo + Ti), which is the ratio of the amount of C in atomic% and the total amount of Mo and Ti, is less than 1.2, all of C is consumed in the fine composite precipitate, and MA is formed. Therefore, a low yield ratio cannot be achieved. Further, when the value of C / (Mo + Ti), which is the ratio between the amount of C in atomic% and the total amount of Mo and Ti, exceeds 3, C is excessive, and island-like martensite or the like is present in the weld heat affected zone. Since a hardened structure is formed and the weld heat affected zone toughness is deteriorated, the value of C / (Mo + Ti) is set to 1.2 to 3. In addition, when using the content of mass%, the value of (C / 12.01) / (Mo / 95.9 + Ti / 47.9) is used as the content of each element in mass%. Is set to 1.2-3. More preferably, it is 1.4-3.
本発明の鋼板はＮｂおよび／またはＶを含有する場合がある。 The steel sheet of the present invention may contain Nb and / or V.
Ｎｂ：０．００５〜０．０７％とする。Ｎｂは組織の微細粒化により靭性を向上させるが、鋼板がＭｏを含有する第1の実施形態の場合はＴｉ及びＭｏと共に複合析出物を形成し、強度上昇に寄与する。またＭｏを含有しない第２の実施形態の場合でも、ＴｉＮが微細分散している場合、これを核として複合炭窒化物を形成し、強度上昇に寄与する。Ｖが存在する場合はＶと共に、複合炭窒化物を形成し、強度上昇に寄与する。しかし、０．００５％未満では効果がなく、０．０７％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｎｂ含有量は０．００５〜０．０７％に規定する。 Nb: 0.005 to 0.07%. Nb improves toughness by refining the structure, but in the case of the first embodiment in which the steel sheet contains Mo, it forms a composite precipitate together with Ti and Mo and contributes to an increase in strength. Further, even in the case of the second embodiment not containing Mo, when TiN is finely dispersed, a composite carbonitride is formed using this as a nucleus, contributing to an increase in strength. When V exists, a composite carbonitride is formed with V and contributes to an increase in strength. However, if it is less than 0.005%, there is no effect, and if it exceeds 0.07%, the toughness of the weld heat affected zone deteriorates, so the Nb content is specified to be 0.005 to 0.07%.
Ｖ：０．００５〜０．１％とする。Ｖも鋼板がＭｏを含有する第1の実施形態の場合は、Ｎｂが存在する場合はＮｂと共に、Ｔｉ及びＭｏと共に複合析出物を形成し、強度上昇に寄与する。またＭｏを含有しない第２の実施形態の場合でも、ＴｉＮが微細分散している場合、これを核として複合炭窒化物を形成し、強度上昇に寄与する。Ｎｂが存在する場合はＮｂと共に、ＴｉＮを核として複合炭窒化物を形成し、強度上昇に寄与する。しかし、０．００５％未満では効果がなく、０．１％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｖ含有量は０．００５〜０．１％に規定する。 V: Set to 0.005 to 0.1%. In the case of the first embodiment in which the steel sheet contains Mo, V also forms a composite precipitate with Ti and Mo together with Nb when Nb is present, and contributes to an increase in strength. Further, even in the case of the second embodiment not containing Mo, when TiN is finely dispersed, a composite carbonitride is formed using this as a nucleus, contributing to an increase in strength. When Nb is present, it forms a composite carbonitride with TiN as a nucleus together with Nb, contributing to an increase in strength. However, if it is less than 0.005%, there is no effect, and if it exceeds 0.1%, the toughness of the weld heat affected zone deteriorates, so the V content is specified to be 0.005 to 0.1%.
鋼板がＭｏを含有する第1の実施形態の場合に、Ｎｂおよび／またはＶを含有する場合には、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量の比である、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）は１．２〜３とする。Ｍｏを含有する第1の実施形態の場合の高強度化はＴｉ、Ｍｏを含む析出物によるが、Ｎｂおよび／またはＶを含有する場合はそれらを含んだ複合析出物（主に炭化物）となる。このとき各元素の原子％の含有量で表される、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）の値が１．２未満の場合、Ｃが全て微細複合析出物に消費され、ＭＡが生成しないため低降伏比化が達成できない。また、３を越える場合はＣが過剰であり、溶接熱影響部に島状マルテンサイトなどの硬化組織が形成し溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）の値を１．２〜３とする。なお、質量％の含有量を用いる場合には、各元素記号を質量％での各元素の含有量として(Ｃ／１２．０１)／(Ｍｏ／９５．９+Ｔｉ／４７．９＋Ｎｂ／９２．９１＋Ｖ／５０．９４)の値を１．２〜３とする。さらに好適には、１．４〜３である。 In the case of the first embodiment in which the steel sheet contains Mo, when Nb and / or V is contained, C is the ratio of the amount of C in atomic% and the total amount of Mo, Ti, Nb, and V. / (Mo + Ti + Nb + V) is 1.2-3. Strengthening in the case of the first embodiment containing Mo depends on precipitates containing Ti and Mo, but when Nb and / or V are contained, they become composite precipitates (mainly carbides) containing them. . At this time, when the value of C / (Mo + Ti + Nb + V) represented by the content of atomic% of each element is less than 1.2, all C is consumed in the fine composite precipitate, and MA is not generated, so the yield ratio is reduced. Cannot be achieved. Further, when it exceeds 3, C is excessive, and a hardened structure such as island martensite is formed in the weld heat affected zone to cause deterioration of the toughness of the weld heat affected zone, so that the value of C / (Mo + Ti + Nb + V) is 1. 2-3. In addition, when content of mass% is used, each element symbol is defined as the content of each element in mass% (C / 12.01) / (Mo / 95.9 + Ti / 47.9 + Nb / 92. 91 + V / 50.94) is set to 1.2-3. More preferably, it is 1.4-3.
鋼板がＭｏを含有しない第２の実施形態の場合には、原子％でのＣ量とＮｂ、Ｖの合計量の比である、Ｃ／（Ｎｂ＋Ｖ）は１．２〜６とする。本発明の第２の実施形態による高強度化はＴｉＮを核としたＮｂ、Ｖのいずれか１種以上を含有する微細炭窒化物の析出によるものである。このとき各元素の原子％の含有量で表される、Ｃ／（Ｎｂ＋Ｖ）の値が１．２未満の場合、Ｃが全て微細複合析出物に消費され、ＭＡが生成しないため低降伏比化が達成できないうえに、粒界の相対的強度が著しく低下するので粒界破壊を伴う脆化が起こる場合がある。また、６を超える場合はＣが過剰であり、再加熱時にＭＡ生成に先立ってセメンタイトの生成が起きてしまい、低降伏比化に必要な硬質相の硬さが低下するため、Ｃ／（Ｎｂ＋Ｖ）の値を１．２〜６とする。なお、質量％の含有量を用いる場合には、各元素記号を質量％での各元素の含有量として(Ｃ／１２．０１)／(Ｎｂ／９２．９１＋Ｖ／５０．９４)の値を１．２〜６とする。 In the case of the second embodiment in which the steel sheet does not contain Mo, C / (Nb + V), which is the ratio of the amount of C in atomic% and the total amount of Nb and V, is set to 1.2-6. The increase in strength according to the second embodiment of the present invention is due to the precipitation of fine carbonitride containing at least one of Nb and V having TiN as a nucleus. At this time, when the value of C / (Nb + V) represented by the atomic% content of each element is less than 1.2, all of C is consumed in the fine composite precipitate, and MA is not generated, so the yield ratio is reduced. Cannot be achieved, and the relative strength of the grain boundary is remarkably reduced, and thus embrittlement accompanied by grain boundary fracture may occur. When C exceeds 6, C is excessive, and cementite is generated prior to MA formation at the time of reheating, so that the hardness of the hard phase required for lowering the yield ratio is lowered, so C / (Nb + V ) Is set to 1.2-6. In addition, when the content of mass% is used, the value of (C / 12.01) / (Nb / 92.91 + V / 50.94) is set to 1 with each element symbol being the content of each element in mass%. 2-6.
本発明では、さらに、Ｃａを含有し、不純物として含有されるＯ、Ｓの含有量を所定の範囲とすることが望ましい。 In the present invention, it is further preferable that the contents of O and S containing Ca and contained as impurities are within a predetermined range.
Ｃａ：０．００１〜０．００３％とする。製鋼プロセスにおいて、Ｃａ添加量が０．００１％未満の場合、脱酸反応支配でＣａＳの確保が難しく靱性改善効果が得られないので、Ｃａの下限を０．００１％とした。一方、Ｃａ添加量が０．００３％を超えた場合、粗大ＣａＯが生成しやすくなり、母材を含めて靱性が低下するうえに、取鍋のノズル閉塞の原因となり、生産性を阻害するため、上限は０．００３％とする。 Ca: 0.001 to 0.003%. In the steelmaking process, when the Ca addition amount is less than 0.001%, it is difficult to secure CaS due to the control of the deoxidation reaction, and a toughness improving effect cannot be obtained, so the lower limit of Ca was set to 0.001%. On the other hand, when the amount of Ca added exceeds 0.003%, coarse CaO is likely to be generated, and the toughness including the base material is lowered, which causes the nozzle clogging of the ladle and inhibits productivity. The upper limit is made 0.003%.
Ｏ：０．００３％以下とする。粗大で靱性に悪影響を及ぼす介在物生成抑制の観点からＯ含有量を０．００３％以下とする。 O: Set to 0.003% or less. From the viewpoint of suppressing inclusion formation that is coarse and adversely affects toughness, the O content is set to 0.003% or less.
Ｓ：０．００５％以下とする。粗大で靱性に悪影響を及ぼす介在物生成抑制の観点からＳ含有量を０．００５％以下とする。 S: 0.005% or less. From the viewpoint of suppressing inclusion formation that is coarse and adversely affects toughness, the S content is made 0.005% or less.
Ｃａ、Ｏ、Ｓの含有量が下記（ａ）式を満足することが望ましい。但し、（ａ）式および以下の（ｂ）〜（ｅ）式の元素記号は各含有元素の質量％を示す。
０．４≦（１−１３０×[Ｏ]）×[Ｃａ]／（１．２５×[Ｓ]）≦０．８・・・（ａ）
通常、ＣａはＨＩＣやラミネーションの原因となるＭｎＳ生成を抑制し、無害なＣａＳ化するために鋼中のＳ量に対し化学量論的に余るように添加されている。しかし、本発明者らは一部のＳがＭｎと結合してＭｎＳが生成する組成比を選ぶことで、溶接熱履歴中にＣａとＭｎの複合析出が起こり、さらに得られた酸硫化物がフェライト変態の核生成能を持つことを見いだした。すなわち、粗大で靱性に悪影響を及ぼす介在物生成抑制の観点から、Ｏ≦０．００３％、Ｓ≦０．００５％とした上で、ＣａＯ生成分を除いた有効Ｃａ量（Ｃａ*）を実験結果の回帰による下記（ｂ）式を用いて計算し、
Ｃａ*＝（１−１３０×[Ｏ]）×[Ｃａ]・・・（ｂ）
さらにＣａとＳの化学量論比１．２５で有効Ｃａ量（Ｃａ*）を割った値が下記（ｃ）式を満たすようにＣａを添加した場合は、鋼中ＳがすべてＣａＳを形成し、
[Ｓ]＜Ｃａ*／１．２５・・・（ｃ）
下記（ｄ）式を満たすようにＣａを添加した場合は、鋼中Ｓの一部がＣａＳとなり、残りはＭｎＳとなる。
０＜Ｃａ*／１．２５＜[Ｓ]・・・（ｄ）
（ｄ）式を満たす範囲でＣａの含有量を種々変化させた鋼を用いて入熱４０ｋＪ／ｃｍに相当する熱履歴を加える再現熱サイクル試験を行い、その結果、Ｃａ*／１．２５の範囲を下記（ｅ）式とすることで、溶接熱影響部の粒界フェライト生成促進と、それに伴う靱性の著しい向上が得られることを見出し、
０．４[Ｓ]≦Ｃａ*／１．２５≦０．８[Ｓ]・・・（ｅ）
これにより上記（ａ）式が導出された。
It is desirable that the contents of Ca, O, and S satisfy the following formula (a). However, the element symbols in the formula (a) and the following formulas (b) to (e) indicate mass% of each contained element.
0.4 ≦ (1-130 × [O]) × [Ca] / (1.25 × [S]) ≦ 0.8 (a)
Usually, Ca is added in a stoichiometric excess with respect to the amount of S in the steel in order to suppress MnS generation that causes HIC and lamination, and to form harmless CaS. However, the present inventors select a composition ratio in which a part of S is bonded to Mn and MnS is generated, whereby composite precipitation of Ca and Mn occurs in the welding heat history, and the obtained oxysulfide is further obtained. It was found to have nucleation ability of ferrite transformation. That is, from the viewpoint of suppressing the formation of inclusions that are coarse and adversely affect toughness, the effective Ca amount (Ca *) excluding CaO generation was tested after setting O ≦ 0.003% and S ≦ 0.005%. Calculate using the following formula (b) by regression of the result,
Ca * = (1-130 × [O]) × [Ca] (b)
Furthermore, when Ca is added so that the value obtained by dividing the effective Ca amount (Ca *) by the stoichiometric ratio of Ca and S satisfies the following formula (c), all S in the steel forms CaS. ,
[S] <Ca * / 1.25 (c)
When Ca is added so as to satisfy the following formula (d), a part of S in the steel becomes CaS and the rest becomes MnS.
0 <Ca * / 1.25 <[S] (d)
(D) A reproducible thermal cycle test was performed using a steel having various Ca contents within a range satisfying the formula, and a heat history corresponding to a heat input of 40 kJ / cm was applied. As a result, Ca * / 1.25 By setting the range to the following formula (e), it was found that grain boundary ferrite formation in the weld heat affected zone was promoted, and the toughness associated therewith was significantly improved.
0.4 [S] ≦ Ca * / 1.25 ≦ 0.8 [S] (e)
Thus, the above equation (a) was derived.
本発明では、鋼板の強度靱性をさらに改善し、且つ焼き入れ性を向上させＭＡの生成を促す目的で、以下に示すＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｂの１種又は２種以上を含有してもよい。 In the present invention, for the purpose of further improving the strength toughness of the steel sheet and improving the hardenability and promoting the production of MA, it may contain one or more of Cu, Ni, Cr and B shown below. Good.
Ｃｕ：０．５％以下とする。Ｃｕは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。その効果を得るためには、０．１％以上添加することが好ましいが、多く添加すると溶接性が劣化するため、添加する場合は０．５％を上限とする。 Cu: 0.5% or less. Cu is an element effective for improving toughness and increasing strength. In order to acquire the effect, it is preferable to add 0.1% or more. However, if a large amount is added, weldability deteriorates.
Ｎｉ：０．５％以下とする。Ｎｉは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。その効果を得るためには、０．１％以上添加することが好ましいが、多く添加するとコスト的に不利になり、また、溶接熱影響部靱性が劣化するため、添加する場合は０．５％を上限とする。 Ni: 0.5% or less. Ni is an element effective for improving toughness and increasing strength. In order to obtain the effect, it is preferable to add 0.1% or more, but adding a large amount is disadvantageous in terms of cost, and the weld heat affected zone toughness deteriorates. Is the upper limit.
Ｃｒ：０．５％以下とする。ＣｒはＭｎと同様に低Ｃでも十分な強度を得るために有効な元素である。その効果を得るためには、０．１％以上添加することが好ましいが、多く添加すると溶接性を劣化するため、添加する場合は０．５％を上限とする。 Cr: 0.5% or less. Cr, like Mn, is an element effective for obtaining sufficient strength even at low C. In order to acquire the effect, it is preferable to add 0.1% or more. However, if a large amount is added, the weldability is deteriorated.
Ｂ：０．００５％以下とする。Ｂは強度上昇、ＨＡＺ靭性改善に寄与する元素である。その効果を得るためには、０．０００５％以上添加することが好ましいが、０．００５％を超えて添加すると溶接性を劣化させるため、添加する場合は０．００５％以下とする。 B: Set to 0.005% or less. B is an element contributing to strength increase and HAZ toughness improvement. In order to acquire the effect, it is preferable to add 0.0005% or more, but if added over 0.005%, the weldability is deteriorated, so when added, the content is made 0.005% or less.
上記以外の残部は実質的にＦeからなり、不可避不純物をはじめ、本発明の作用効果を害さない元素を微量に添加することができる。例えば、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｗ、Ｚｒをそれぞれ、０．０２％以下添加しても良い。 The remainder other than the above consists essentially of Fe, and it is possible to add a trace amount of elements that do not impair the effects of the present invention, including inevitable impurities. For example, each of Mg, REM, W, and Zr may be added by 0.02% or less.
次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。 Next, the manufacturing method of the high strength steel plate of this invention is demonstrated.
本発明の高強度鋼板は上記の成分組成を有する鋼を用い、加熱温度：１０００〜１３００℃、圧延終了温度：Ａｒ３温度以上で熱間圧延を行い、その後５℃／s以上の冷却速度で４５０〜６００℃まで加速冷却を行い、その後直ちに０．５℃／s以上の昇温速度で５５０〜７５０℃の温度まで再加熱を行うことで、金属組織をフェライトとベイナイトの２相組織とし、ＭｏとＴｉとを主体とする微細な複合炭化物や、ＴｉＮを核としたＮｂ、Ｖのいずれか1種以上を含有する微細な複合炭窒化物をフェライト相中に分散析出することができる。ここで、温度は鋼板の平均温度とする。平均温度は、スラブもしくは鋼板の表面温度より、板厚、熱伝導率等のパラメータを考慮して、計算により求めたものである。また、冷却速度は、熱間圧延終了後、冷却終了温度（４５０〜６５０℃）まで冷却に必要な温度差をその冷却を行うのに要した時間で割った平均冷却速度である。また、昇温速度は、冷却後、再加熱温度（５５０〜７５０℃）の温度までの再加熱に必要な温度差を再加熱するのに要した時間で割った平均昇温速度である。以下、各製造条件について詳しく説明する。 The high-strength steel sheet of the present invention uses steel having the above-described composition, and is hot-rolled at a heating temperature of 1000 to 1300 ° C., a rolling end temperature of Ar 3 temperature or higher, and then 450 ° C. at a cooling rate of 5 ° C./s or higher. Accelerated cooling to ˜600 ° C., and then immediately reheating to a temperature of 550 to 750 ° C. at a rate of temperature rise of 0.5 ° C./s or more to make the metal structure a two-phase structure of ferrite and bainite, Mo Fine composite carbides mainly composed of Ti and Ti, and fine composite carbonitrides containing any one or more of Nb and V having TiN as a nucleus can be dispersed and precipitated in the ferrite phase. Here, the temperature is the average temperature of the steel sheet. The average temperature is obtained by calculation based on the surface temperature of the slab or steel plate, taking into account parameters such as plate thickness and thermal conductivity. The cooling rate is an average cooling rate obtained by dividing the temperature difference required for cooling to the cooling end temperature (450 to 650 ° C.) by the time required for the cooling after the hot rolling is completed. The temperature increase rate is an average temperature increase rate obtained by dividing the temperature difference required for reheating up to the reheating temperature (550 to 750 ° C.) by the time required for reheating after cooling. Hereinafter, each manufacturing condition will be described in detail.
加熱温度：１０００〜１３００℃とする。加熱温度が１０００℃未満では炭化物の固溶が不十分で必要な強度ならびに降伏比が得られず、１３００℃を超えると母材靭性が劣化するため、１０００〜１３００℃とする。 Heating temperature: 1000-1300 ° C. If the heating temperature is less than 1000 ° C, the solid solution of the carbide is insufficient and the required strength and yield ratio cannot be obtained, and if it exceeds 1300 ° C, the base metal toughness deteriorates, so the temperature is set to 1000 to 1300 ° C.
圧延終了温度：Ａｒ３温度以上とする。圧延終了温度がＡｒ３温度未満であると、その後のフェライト変態速度が低下するため、再加熱によるフェライト変態時に十分な微細析出物の分散析出が得られず、強度が低下する。また、再加熱時の未変態オーステナイトへのＣの濃縮が不十分となりＭＡが生成しないため、圧延終了温度をＡｒ３温度以上とする。 Rolling end temperature: Ar3 temperature or higher. If the rolling end temperature is lower than the Ar3 temperature, the subsequent ferrite transformation rate is lowered, so that sufficient precipitation of fine precipitates cannot be obtained during ferrite transformation by reheating, and the strength is lowered. Moreover, since the concentration of C into untransformed austenite at the time of reheating is insufficient and MA is not generated, the rolling end temperature is set to the Ar3 temperature or higher.
圧延終了後、直ちに５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する。冷却速度が５℃／ｓ未満では冷却時にパーライトを生成するため、ＭＡが生成せず、またベイナイトによる強化が得られないため、十分な強度が得られない。よって、圧延終了後の冷却速度を５℃／ｓ以上に規定する。また、冷却開始温度がＡｒ３温度以下となりフェライトが生成すると、再加熱時に微細析出物の分散析出が得られず強度不足を招き、且つＭＡの生成も起こらないため、冷却開始温度をＡｒ３温度以上とする。このときの冷却方法については製造プロセスによって任意の冷却設備を用いることが可能である。本発明では、加速冷却によりベイナイト変態領域まで過冷することにより、その後の再加熱時に温度保持することなくフェライト変態を完了させることが可能である。 Immediately after the end of rolling, it is cooled at a cooling rate of 5 ° C./s or more. When the cooling rate is less than 5 ° C./s, pearlite is generated at the time of cooling, so that MA is not generated and strengthening by bainite cannot be obtained, so that sufficient strength cannot be obtained. Therefore, the cooling rate after the end of rolling is specified to be 5 ° C./s or more. In addition, when the cooling start temperature is lower than the Ar3 temperature and ferrite is generated, fine precipitates are not dispersed and precipitated at the time of reheating, resulting in insufficient strength and no MA formation. Therefore, the cooling start temperature is set to be higher than the Ar3 temperature. To do. About the cooling method at this time, it is possible to use arbitrary cooling equipment by a manufacturing process. In the present invention, the ferrite transformation can be completed without maintaining the temperature during the subsequent reheating by supercooling to the bainite transformation region by accelerated cooling.
冷却停止温度：４５０〜６５０℃とする。このプロセスは本発明において、重要な製造条件である。本発明では再加熱後に存在するＣの濃縮した未変態オーステナイトがその後の空冷時にＭＡへと変態する。すなわち、ベイナイト変態途中の未変態オーステナイトが存在する温度域で冷却を停止する必要がある。冷却停止温度が４５０℃未満では、ベイナイト変態が完了するため空冷時にＭＡが生成せず低降伏比化が達成できない。６５０℃を超えると冷却中にパーライトが析出するため微細炭化物の析出が不十分となり十分な強度が得られず、また、パーライトにＣが消費されＭＡが生成しないため、加速冷却停止温度を４５０〜６５０℃に規定する。ＭＡ生成の観点からは、好ましくは５００〜６５０℃であり、より好ましくは５３０〜６５０℃である。 Cooling stop temperature: 450 to 650 ° C. This process is an important manufacturing condition in the present invention. In the present invention, C-concentrated untransformed austenite present after reheating is transformed into MA upon subsequent air cooling. That is, it is necessary to stop the cooling in a temperature range where untransformed austenite during the bainite transformation exists. If the cooling stop temperature is less than 450 ° C., the bainite transformation is completed, so MA is not generated during air cooling, and a low yield ratio cannot be achieved. When the temperature exceeds 650 ° C., pearlite is precipitated during cooling, so that the precipitation of fine carbides is insufficient and sufficient strength cannot be obtained. Further, C is consumed in the pearlite and MA is not generated. Specified at 650 ° C. From a viewpoint of MA production | generation, Preferably it is 500-650 degreeC, More preferably, it is 530-650 degreeC.
加速冷却停止後直ちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７５０℃の温度まで再加熱を行う。このプロセスも本発明において重要な製造条件である。強化に寄与する微細複合炭化物の析出物は、再加熱時に析出する。さらに、再加熱時の未変態オーステナイトからフェライト変態と、それに伴う未変態オーステナイトへのＣの排出により、再加熱後の空冷時にＣが濃化した未変態オーステナイトがＭＡへと変態する。このような微細複合炭化物の析出物ならびにＭＡを得るためには、加速冷却後Ｂｆ点以上の温度から５５０〜７５０℃の温度域まで再加熱する必要がある。昇温速度が０．５℃／ｓ未満では、目的の再加熱温度に達するまでに長時間を要するため製造効率が悪化し、またパーライト変態が生じるため、微細析出物の分散析出が得られず十分な強度を得ることができない。再加熱温度が５５０℃未満では十分な析出駆動力が得られず微細析出物の量が少ないため、十分な析出強化が得られず、７５０℃を超えると析出物が粗大化し十分な強度が得られないため、再加熱の温度域を５５０〜７５０℃に規定する。本発明では、加速冷却後、未変態オーステナイトが存在する温度域から再加熱を行うことが重要であり、再加熱開始温度がＢｆ点以下となるとベイナイト変態が完了し未変態オーステナイトが存在しなくなるため、再加熱開始はＢｆ点以上とする必要がある。確実にフェライト変態させるためには、冷却後の温度より５０℃以上昇温することが望ましい。再加熱温度において、特に温度保持時間を設定する必要はない。本発明の製造方法を用いれば再加熱後直ちに冷却しても、十分な微細析出物が得られるため高い強度が得られる。しかし、十分な微細析出物を確保するために、３０分以内の温度保持を行うことができる。３０分を超えて温度保持を行うと、析出物の粗大化を生じ強度が低下する場合がある。また、再加熱後の冷却過程において冷却速度によらず微細析出物は粗大化しないため、再加熱後の冷却速度は基本的には空冷とすることが好ましい。 Immediately after the accelerated cooling is stopped, reheating is performed to a temperature of 550 to 750 ° C. at a temperature rising rate of 0.5 ° C./s or more. This process is also an important production condition in the present invention. Precipitates of fine composite carbides that contribute to strengthening precipitate during reheating. Furthermore, due to the C transformation from untransformed austenite during reheating to ferrite transformation and accompanying untransformed austenite, untransformed austenite enriched in C during air cooling after reheating transforms to MA. In order to obtain such fine composite carbide precipitates and MA, it is necessary to reheat from a temperature above the Bf point to a temperature range of 550 to 750 ° C. after accelerated cooling. If the heating rate is less than 0.5 ° C./s, it takes a long time to reach the target reheating temperature, so that the production efficiency is deteriorated and pearlite transformation occurs, so that the dispersion precipitation of fine precipitates cannot be obtained. A sufficient strength cannot be obtained. If the reheating temperature is less than 550 ° C., sufficient precipitation driving force cannot be obtained and the amount of fine precipitates is small, so that sufficient precipitation strengthening cannot be obtained, and if it exceeds 750 ° C., the precipitates become coarse and sufficient strength is obtained. Therefore, the reheating temperature range is set to 550 to 750 ° C. In the present invention, after accelerated cooling, it is important to perform reheating from a temperature range where untransformed austenite exists, and when the reheating start temperature is below the Bf point, bainite transformation is completed and untransformed austenite does not exist. The reheating start needs to be higher than the Bf point. In order to reliably transform the ferrite, it is desirable to raise the temperature by 50 ° C. or more from the temperature after cooling. There is no need to set the temperature holding time at the reheating temperature. Even if it cools immediately after reheating if the manufacturing method of this invention is used, since a sufficient fine precipitate will be obtained, high intensity | strength will be obtained. However, in order to ensure sufficient fine precipitates, the temperature can be maintained within 30 minutes. If the temperature is maintained for more than 30 minutes, precipitates may become coarse and the strength may decrease. Further, in the cooling process after reheating, the fine precipitates do not become coarse regardless of the cooling rate. Therefore, it is preferable that the cooling rate after reheating is basically air cooling.
図１に上記の製造方法を用いて製造した本発明鋼板（０．０５ｍａｓｓ％Ｃ−０．２ｍａｓｓ％Ｓｉ―１．５ｍａｓｓ％Ｍｎ−０．００３ｍａｓｓ％Ｓ−０．２ｍａｓｓ％Ｍｏ−０．０１５ｍａｓｓ％Ｔｉ―０．００２ｍａｓｓ％Ｃａ―０．００６ｍａｓｓ％Ｏ―０．００６５ｍａｓｓ％Ｎ）を、図２に上記の製造方法を用いて製造した本発明鋼板（０．０５ｍａｓｓ％Ｃ−１．８ｍａｓｓ％Ｍｎ−０．０１２ｍａｓｓ％Ｔｉ−０．０４ｍａｓｓ％Ｎｂ−０．０５ｍａｓｓ％Ｖ-０．００４５％Ｎ）を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した写真を示す。図１、２によれば、フェライト（Ｆ）、ベイナイト（Ｂ）の混合組織に、島状マルテンサイト（ＭＡ）が均一に生成している様子が確認できる。 FIG. 1 shows a steel sheet of the present invention manufactured using the above manufacturing method (0.05 mass% C-0.2 mass% Si-1.5 mass% Mn-0.003 mass% S-0.2 mass% Mo-0.015 mass%). Ti-0.002 mass% Ca-0.006 mass% O-0.0065 mass% N) steel sheet of the present invention (0.05 mass% C-1.8 mass% Mn-) produced using the above production method in FIG. The photograph which observed the 0.012 mass% Ti-0.04mass% Nb-0.05mass% V-0.0045% N) with the scanning electron microscope (SEM) is shown. 1 and 2, it can be seen that island martensite (MA) is uniformly formed in the mixed structure of ferrite (F) and bainite (B).
加速冷却後の再加熱を行うための設備として、加速冷却を行うための冷却設備の下流側に加熱装置を設置することができる。加熱装置としては、鋼板の急速加熱が可能であるガス燃焼炉や誘導加熱装置を用いることが好ましい。 As equipment for performing reheating after accelerated cooling, a heating device can be installed downstream of the cooling equipment for performing accelerated cooling. As the heating device, it is preferable to use a gas combustion furnace or induction heating device capable of rapid heating of the steel sheet.
本発明の製造方法を実施するための設備の一例を図２に示す。図２に示すように、圧延ライン１には上流から下流側に向かって熱間圧延機３、加速冷却装置４、誘導加熱装置５、ホットレベラー６が配置されている。誘導加熱装置５あるいは他の熱処理装置を、圧延設備である熱間圧延機３およびそれに引き続く冷却設備である加速冷却装置４と同一ライン上に設置することによって、圧延、冷却終了後迅速に再加熱処理が行えるので、圧延冷却後の鋼板温度を過度に低下させることなく加熱することができる。 An example of equipment for carrying out the production method of the present invention is shown in FIG. As shown in FIG. 2, a hot rolling mill 3, an acceleration cooling device 4, an induction heating device 5, and a hot leveler 6 are arranged in the rolling line 1 from the upstream side toward the downstream side. The induction heating device 5 or other heat treatment device is installed on the same line as the hot rolling mill 3 which is a rolling facility and the accelerated cooling device 4 which is a subsequent cooling facility, so that reheating is quickly performed after the rolling and cooling are completed. Since it can process, it can heat, without reducing the steel plate temperature after rolling cooling too much.
表１に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ〜Ｋ）を連続鋳造法によりスラブとし、これを用いて板厚１８ｍｍの厚鋼板（Ｎｏ.１〜１２）を製造した。なお、表１におけるＡｒ３温度は下記（ｆ）式を用いて導出した。但し、（ｆ）式の元素記号は各含有元素の質量％を示す。
Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ…（ｆ）
Steel of chemical composition (steel types A to K) shown in Table 1 was made into a slab by a continuous casting method, and a thick steel plate (No. 1 to 12) having a thickness of 18 mm was manufactured using this. The Ar3 temperature in Table 1 was derived using the following formula (f). However, the element symbol of the formula (f) indicates mass% of each contained element.
Ar3 (° C.) = 910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo (f)
加熱したスラブを熱間圧延により圧延した後、直ちに水冷型の加速冷却設備を用いて冷却を行い、誘導加熱炉またはガス燃焼炉を用いて再加熱を行った。誘導加熱炉は加速冷却設備と同一ライン上に設置した。各鋼板（Ｎｏ.１〜１２）の製造条件を表２に示す。 After the heated slab was rolled by hot rolling, it was immediately cooled using a water-cooled accelerated cooling facility and reheated using an induction heating furnace or a gas combustion furnace. The induction furnace was installed on the same line as the accelerated cooling equipment. Table 2 shows the production conditions of each steel plate (No. 1 to 12).
以上のようにして製造した鋼板の引張特性を測定した。測定結果を表２に併せて示す。引張特性は、圧延垂直方向の全厚試験片を引張試験片として引張試験を行い、引張強度を測定した。引張強度５８０ＭＰａ以上を本発明に必要な強度とし、降伏比８０％以下を本発明に必要な降伏比とした。母材靭性については、圧延垂直方向のフルサイズシャルピーＶノッチ試験片を用いシャルピー試験を行い、−１０℃での吸収エネルギーが２００Ｊ以上のものを良好とした。 The tensile properties of the steel sheet produced as described above were measured. The measurement results are also shown in Table 2. Tensile properties were measured by performing a tensile test using a full thickness test piece in the vertical direction of rolling as a tensile test piece, and measuring the tensile strength. The tensile strength of 580 MPa or more was determined as the strength required for the present invention, and the yield ratio of 80% or less was determined as the yield ratio required for the present invention. As for the base material toughness, a Charpy test was performed using a full-size Charpy V-notch test piece in the vertical direction of rolling, and a material having an absorbed energy at −10 ° C. of 200 J or more was considered good.
溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性については、再現熱サイクル装置によって入熱４０ｋＪ／ｃｍに相当する熱履歴を加えた試験片を用いて−１０℃、−３０℃でシャルピー試験を行った。そして、−３０℃でのシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ−３０）が１００Ｊ以上のものを良好とした。さらに、―３０℃でのシャルピー延性破面率（ＳＡ−３０）が７０％を超えるものを極めて良好とした。 About the welding heat affected zone (HAZ) toughness, the Charpy test was performed at -10 degreeC and -30 degreeC using the test piece which added the heat history corresponding to heat input 40kJ / cm with the reproduction | regeneration thermal cycle apparatus. And the thing with Charpy absorbed energy (vE-30) in -30 degreeC 100J or more was made favorable. Furthermore, those having a Charpy ductile fracture surface ratio (SA-30) at −30 ° C. exceeding 70% were determined to be extremely good.
表２において、本発明例であるＮｏ.１〜８はいずれも、化学成分および製造方法が本発明の範囲内であり、引張強度５８０MPa以上の高強度で降伏比８０％以下の低降伏比であり、母材ならびに溶接熱影響部の靭性は良好であった。特に、Ｃａの制御添加を行った鋼種Ｂ、Ｄ、Ｆを用いた、Ｎｏ．２、５、７、８は溶接熱影響部のシャルピー延性破面率が７０％以上と極めて優れた靱性を示した。また、鋼板の組織はフェライト、ベイナイト、島状マルテンサイトの３相組織であり、島状マルテンサイトの面積分率は３〜２０％の範囲内であった。 In Table 2, all of Nos. 1 to 8 as examples of the present invention are within the scope of the present invention in terms of chemical composition and production method, and have a high yield strength of 580 MPa or higher and a low yield ratio of 80% or less. The toughness of the base metal and the weld heat affected zone was good. In particular, steel Nos. B, D, and F with controlled addition of Ca were used. 2, 5, 7, and 8 showed extremely excellent toughness with a Charpy ductile fracture surface ratio of the weld heat-affected zone of 70% or more. Moreover, the structure of the steel sheet was a three-phase structure of ferrite, bainite, and island martensite, and the area fraction of the island martensite was in the range of 3 to 20%.
Ｎｏ.９〜１２は化学成分が本発明の範囲外であるので、溶接熱影響部靱性が劣っていた。 Nos. 9-12 were inferior in weld heat affected zone toughness because the chemical components were outside the scope of the present invention.
表３に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ２〜Ｌ２）を連続鋳造法によりスラブとし、これを用いて板厚２０、２５ｍｍの厚鋼板（Ｎｏ．２１〜３５）を製造した。表３におけるＡｒ３温度も上記（ｆ）式を用いて導出した。 Steel of chemical composition shown in Table 3 (steel types A2 to L2) was made into a slab by a continuous casting method, and using this, steel plates (No. 21 to 35) having thicknesses of 20 and 25 mm were produced. The Ar3 temperature in Table 3 was also derived using the above equation (f).
加熱したスラブを熱間圧延により圧延した後、直ちに水冷型の加速冷却設備を用いて冷却を行い、誘導加熱炉またはガス燃焼炉を用いて再加熱を行った。誘導加熱炉は加速冷却設備と同一ライン上に設置した。各鋼板（Ｎｏ．２１〜３５）の製造条件を表４に示す。 After the heated slab was rolled by hot rolling, it was immediately cooled using a water-cooled accelerated cooling facility and reheated using an induction heating furnace or a gas combustion furnace. The induction furnace was installed on the same line as the accelerated cooling equipment. Table 4 shows the production conditions of each steel plate (No. 21 to 35).
以上のようにして製造した鋼板の引張特性を測定した。測定結果を表４に併せて示す。引張特性は、圧延垂直方向の全厚試験片を引張試験片として引張試験を行い、引張強度を測定した。引張強度５８０ＭＰａ以上を本発明に必要な強度とし、降伏比８０％以下を本発明に必要な降伏比とした。母材靭性については、圧延垂直方向のフルサイズシャルピーＶノッチ試験片を用いシャルピー試験を行い、−１０℃での吸収エネルギーが２００Ｊ以上のものを良好とした。 The tensile properties of the steel sheet produced as described above were measured. The measurement results are also shown in Table 4. Tensile properties were measured by performing a tensile test using a full thickness test piece in the vertical direction of rolling as a tensile test piece, and measuring the tensile strength. The tensile strength of 580 MPa or more was determined as the strength required for the present invention, and the yield ratio of 80% or less was determined as the yield ratio required for the present invention. As for the base material toughness, a Charpy test was performed using a full-size Charpy V-notch specimen in the vertical direction of rolling, and a material having an absorbed energy at −10 ° C. of 200 J or more was considered good.
溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性については、再現熱サイクル装置によって入熱４０ｋＪ／ｃｍに相当する熱履歴を加えた試験片を用いて−１０℃および−３０℃でシャルピー試験を行った。そして、−３０℃でのシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ−３０）が１００Ｊ以上のものを良好とした。さらに、―３０℃でのシャルピー延性破面率（ＳＡ−３０）が７０％を超えるものを極めて良好とした。 About the welding heat affected zone (HAZ) toughness, the Charpy test was performed at -10 degreeC and -30 degreeC using the test piece which added the heat history corresponding to heat input 40kJ / cm with the reproduction | regeneration thermal cycle apparatus. And the thing with Charpy absorbed energy (vE-30) in -30 degreeC 100J or more was made favorable. Furthermore, those having a Charpy ductile fracture surface ratio (SA-30) at −30 ° C. exceeding 70% were determined to be extremely good.
表４において、本発明例であるＮｏ．２１〜２８はいずれも、化学成分および製造方法が本発明の範囲内であり、引張強度５８０ＭＰａ以上の高強度で降伏比８０％以下の低降伏比であり、母材ならびに溶接熱影響部の靭性は良好であった。特に、Ｃａ制御添加した鋼種Ｂ、Ｄ、Ｆを用いたＮｏ．２２、２５、２６、２８は溶接熱影響部のシャルピー延性破面率（ＳＡ―３０）が７０％以上と極めて良好な値を示した。一方、鋼板の組織はフェライト、ベイナイト、島状マルテンサイトの３相組織であり、島状マルテンサイトの面積分率は３〜２０％の範囲内であった。また、透過型電子顕微鏡観察、エネルギー分散型Ｘ線分光法による分析の結果、フェライト相中にＮｂおよび／またはＶを含む粒径２０ｎｍ未満の微細な複合炭化物の分散析出が観察された。 In Table 4, No. which is an example of the present invention. 21 to 28 all have chemical components and production methods within the scope of the present invention, high strength of tensile strength of 580 MPa or more, low yield ratio of yield ratio of 80% or less, and toughness of base metal and weld heat affected zone. Was good. In particular, No. using steel types B, D, and F added with Ca control. Nos. 22, 25, 26, and 28 had extremely good values of the Charpy ductile fracture surface ratio (SA-30) of the weld heat affected zone of 70% or more. On the other hand, the structure of the steel sheet was a three-phase structure of ferrite, bainite, and island martensite, and the area fraction of island martensite was in the range of 3 to 20%. As a result of transmission electron microscope observation and analysis by energy dispersive X-ray spectroscopy, dispersion precipitation of fine composite carbide having a particle diameter of less than 20 nm containing Nb and / or V in the ferrite phase was observed.
Ｎｏ．２９、３０は、化学成分は本発明の範囲内であるが、製造方法が本発明の範囲外であるため、組織がフェライト、ベイナイトであり、降伏比が不十分であった。Ｎｏ．３１〜３５は化学成分が本発明の範囲外であるので、十分な強度が得られないか、降伏比が高いか、溶接部靭性が劣っていた。 No. Nos. 29 and 30 have chemical components within the scope of the present invention, but the production method is outside the scope of the present invention, so the structure is ferrite and bainite and the yield ratio is insufficient. No. Since the chemical components of Nos. 31 to 35 were outside the scope of the present invention, sufficient strength was not obtained, the yield ratio was high, or the weld zone toughness was inferior.
１ 圧延ライン
２ 鋼板
３ 熱間圧延機
４ 加速冷却装置
５ 誘導加熱装置
６ ホットレベラー
Ｆ フェライト
Ｂ ベイナイト
ＭＡ 島状マルテンサイト
DESCRIPTION OF SYMBOLS 1 Rolling line 2 Steel plate 3 Hot rolling mill 4 Accelerated cooling device 5 Induction heating device 6 Hot leveler F Ferrite B Bainite MA Island martensite
Claims (6)
０．４≦（１−１３０×[Ｏ]）×[Ｃａ]／（１．２５×[Ｓ]）≦０．８ …（ａ）
但し、（ａ）式の元素記号は各含有元素の質量％を示す。 Further, in mass%, Ca: 0.001 to 0.003%, O and S contained as impurities are O: 0.003% or less, S: 0.005% or less, and Ca, The low yield ratio high-strength steel sheet excellent in weld heat affected zone toughness according to any one of claims 1 to 3, wherein the contents of O and S satisfy the following formula (a).
0.4 ≦ (1-130 × [O]) × [Ca] / (1.25 × [S]) ≦ 0.8 (a)
However, the element symbol of the formula (a) indicates mass% of each contained element.
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