JP5521483B2 - Thick high-tensile hot-rolled steel sheet excellent in low-temperature toughness and method for producing the same - Google Patents
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Description
本発明は、原油、天然ガス等を輸送するラインパイプ用として、高靭性が要求される高強度電縫鋼管あるいは高強度スパイラル鋼管の素材用として好適な、厚肉高張力熱延鋼板およびその製造方法に係り、とくに低温靭性の向上に関する。なお、ここでいう「高張力熱延鋼板」とは、引張強さTS：510MPa以上の高強度を有する熱延鋼板をいい、また、「厚肉」鋼板とは、板厚11mm以上の鋼板をいうものとする。 The present invention is a thick-walled, high-tensile hot-rolled steel sheet suitable for use as a material for high-strength ERW steel pipes or high-strength spiral steel pipes that require high toughness for line pipes that transport crude oil, natural gas, and the like, and production thereof In particular, it relates to the improvement of low temperature toughness. As used herein, “high-tensile hot-rolled steel sheet” refers to a hot-rolled steel sheet having a high strength of tensile strength TS: 510 MPa or more, and “thick-walled” steel sheet refers to a steel sheet having a thickness of 11 mm or more. It shall be said.
近年、石油危機以来の原油の高騰や、エネルギー供給源の多様化の要求などから、北海、カナダ、アラスカ等のような極寒地での石油、天然ガスの採掘およびパイプラインの敷設が活発に行われるようになっている。また、一旦は、開発が放棄された腐食性の強いサワーガス田等に対する開発も盛んとなっている。
さらに、パイプラインにおいては、天然ガスやオイルの輸送効率向上のため、大径で高圧操業を行う傾向となっている。パイプラインの高圧操業に耐えるため、輸送管（ラインパイプ）は厚肉の鋼管とする必要があり、厚鋼板を素材とするＵＯＥ鋼管が使用されるようになってきている。しかし、最近では、パイプラインの施工コストの更なる低減という強い要望や、ＵＯＥ鋼管の供給能力不足などのために、鋼管の材料コスト低減の要求も強く、輸送管として、厚鋼板を素材とするＵＯＥ鋼管に代わり、生産性が高くより安価な、コイル形状の熱延鋼板（熱延鋼帯）を素材とした高強度電縫鋼管あるいは高強度スパイラル鋼管が用いられるようになってきた。
In recent years, oil and natural gas mining and pipeline construction have been actively carried out in extremely cold regions such as the North Sea, Canada and Alaska due to soaring crude oil since the oil crisis and the demand for diversified energy supply sources. It has come to be. Also, once the development has been abandoned, the development of a corrosive sour gas field, etc., has become active.
Furthermore, in the pipeline, in order to improve the transportation efficiency of natural gas and oil, there is a tendency to perform high-pressure operation with a large diameter. In order to withstand the high-pressure operation of the pipeline, the transport pipe (line pipe) needs to be a thick steel pipe, and a UOE steel pipe made of a thick steel plate has been used. However, recently, due to the strong demand for further reduction of pipeline construction costs and the lack of supply capacity of UOE steel pipes, there is a strong demand for reducing the material cost of steel pipes. Instead of UOE steel pipes, high-strength ERW steel pipes or high-strength spiral steel pipes made of coil-shaped hot-rolled steel sheets (hot-rolled steel strips), which are more productive and cheaper, have come to be used.
これら高強度鋼管には、ラインパイプの破壊を防止する観点から、優れた低温靭性を保持することが要求されている。このような高強度と高靭性とを兼備した鋼管を製造するために、鋼管素材である鋼板（鋼帯）では、熱間圧延後の加速冷却を利用した変態強化や、Nb、Ｖ、Ti等の合金元素の析出物を利用した析出強化等による高強度化と、制御圧延等を利用した組織の微細化等による高靭性化が図られてきた。 These high-strength steel pipes are required to maintain excellent low-temperature toughness from the viewpoint of preventing line pipe breakage. In order to manufacture steel pipes that combine such high strength and high toughness, steel sheets (steel strips), which are steel pipe materials, use transformation strengthening using accelerated cooling after hot rolling, Nb, V, Ti, etc. Strengthening by precipitation strengthening using precipitates of these alloy elements and high toughness by refinement of structure using controlled rolling have been attempted.
また、硫化水素を含む原油や天然ガスの輸送に用いられるラインパイプでは、高強度、高靭性などの特性に加えて、耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ性）、耐応力腐食割れ性などのいわゆる耐サワー性にも優れることが要求される。
このような要求に対し、例えば特許文献１には、Ｃ：0.005〜0.030％未満、Ｂ：0.0002〜0.0100％を含み、Ti：0.20％以下およびNb：0.25％以下のうちから選ばれる１種または２種を（Ti＋Nb/2）／Ｃ：４以上を満足するように含み、さらにSi、Mn、Ｐ、Ｓ、Al、Ｎを適正量含有する鋼を熱間圧延後、５〜20℃／ｓの冷却速度で冷却し、550℃超〜700℃の温度範囲で巻き取り、組織がフェライトおよび／またはベイニティックフェライトからなるとともに、粒内の固溶Ｃ量が1.0〜4.0ppmである、靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法が提案されている。特許文献１に記載された技術では、厚み方向、長さ方向における材質の不均一を伴うことなく、靭性、溶接性、耐サワー性に優れ、かつ低降伏比を有する高強度熱延鋼板を得ることができるとしている。しかし、特許文献１に記載された技術では、粒内の固溶Ｃ量が1.0〜4.0ppmであるため、円周溶接時の入熱で、結晶粒成長が起こりやすく、溶接熱影響部が粗大粒になり、円周溶接部の溶接熱影響部の靭性低下が起こりやすいという問題がある。
In addition, in line pipes used for transporting crude oil and natural gas containing hydrogen sulfide, in addition to characteristics such as high strength and high toughness, so-called hydrogen-induced crack resistance (HIC resistance), stress corrosion crack resistance, and so on It is required to have excellent sour resistance.
In response to such a request, for example, Patent Document 1 includes C: 0.005 to less than 0.030%, B: 0.0002 to 0.0100%, Ti: 0.20% or less, and Nb: 0.25% or less. Two kinds are included so as to satisfy (Ti + Nb / 2) / C: 4 or more, and further steel containing an appropriate amount of Si, Mn, P, S, Al, N is hot-rolled, and then 5 to 20 ° C./s. Toughness, cooled at a cooling rate of 550 ° C and wound up in a temperature range of more than 550 ° C to 700 ° C, the structure is composed of ferrite and / or bainitic ferrite, and the amount of solid solution C in the grain is 1.0 to 4.0 ppm A method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet having a low yield ratio and an excellent strength has been proposed. With the technique described in Patent Document 1, a high-strength hot-rolled steel sheet having excellent toughness, weldability, and sour resistance and having a low yield ratio is obtained without causing material unevenness in the thickness direction and the length direction. You can do that. However, in the technique described in Patent Document 1, since the amount of solid solution C in the grains is 1.0 to 4.0 ppm, crystal grain growth is likely to occur due to heat input during circumferential welding, and the weld heat affected zone is coarse. There exists a problem that it becomes a grain and the toughness fall of the welding heat affected zone of a circumferential welded part tends to occur.
また、特許文献２には、Ｃ：0.01〜0.12％、Si：0.5％以下、Mn：0.5〜1.8％、Ti：0.010〜0.030％、Nb：0.01〜0.05％、Ca：0.0005〜0.0050％を、炭素当量：0.40以下、Ca／Ｏ：1.5〜2.0を満足するように、含む鋼片を、Ar３＋100℃以上で熱間圧延を終了し、１〜20秒空冷したのち、Ar３点以上の温度から冷却し、20秒以内に550〜650℃まで冷却し、その後450〜500℃で巻き取る、耐水素誘起割れ性に優れた高強度鋼板の製造方法が提案されている。特許文献２に記載された技術では、耐水素誘起割れ性を有するＡＰＩ規格のＸ60〜Ｘ70グレードのラインパイプ用鋼板を製造できるとしている。しかし、特許文献２に記載された技術では、板厚が厚い鋼板では、所望の冷却時間を確保できなくなり、所望の特性を確保するためには、さらなる冷却能力の向上を必要とするという問題があった。
In Patent Document 2, C: 0.01 to 0.12%, Si: 0.5% or less, Mn: 0.5 to 1.8%, Ti: 0.010 to 0.030%, Nb: 0.01 to 0.05%, Ca: 0.0005 to 0.0050%, carbon equivalent: 0.40, Ca / O: 1.5 to 2.0 so as to satisfy, the steel slab comprising, exit hot rolled at
また、厚鋼板であるが、特許文献３には、Ｃ：0.03〜0.06％、Si：0.01〜0.5％、Mn：0.8〜1.5％、Ｓ：0.0015％以下、Al：0.08％以下、Ca：0.001〜0.005％、Ｏ：0.0030％以下を含み、かつＣａ，Ｓ，Ｏが特定関係を満足するように含有する鋼を、加熱しAr３変態点以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で400〜600℃まで加速冷却を行い、その後直ちに0.5℃／ｓ以上の昇温速度で鋼板表面温度600℃以上、板厚中心部温度550〜700℃まで再加熱し、再加熱終了時の鋼板表面と板厚中心部の温度差を20℃以上とする、耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法が提案されている。特許文献３に記載された技術では、金属組織中の第二相の分率が３％以下であり、表層と板厚中心部の硬さ差がビッカース硬さで40ポイント以内の鋼板が得られ、耐水素誘起割れ性に優れた厚鋼板となるとしている。しかし、特許文献３に記載された技術では、再加熱工程を必要とし、製造工程が複雑になるとともに、再加熱設備等の更なる配設が必要となるなどの問題があった。 Moreover, although it is a thick steel plate, in patent document 3, C: 0.03-0.06%, Si: 0.01-0.5%, Mn: 0.8-1.5%, S: 0.0015% or less, Al: 0.08% or less, Ca: 0.001 The steel containing up to 0.005%, O: 0.0030% or less, and containing Ca, S, O so as to satisfy a specific relationship is heated to a cooling rate of 5 ° C./s or more from the temperature above the Ar 3 transformation point. Accelerated cooling to 400 to 600 ° C, and then immediately reheat to a steel plate surface temperature of 600 ° C or higher and a plate thickness center temperature of 550 to 700 ° C at a heating rate of 0.5 ° C / s or higher. There has been proposed a method for producing a steel sheet for high-strength line pipe excellent in hydrogen-induced cracking resistance, in which the temperature difference between the center of the plate thickness is 20 ° C. or more. In the technique described in Patent Document 3, a steel sheet is obtained in which the fraction of the second phase in the metal structure is 3% or less, and the difference in hardness between the surface layer and the thickness center is within 40 points in terms of Vickers hardness. The thick steel plate is excellent in hydrogen-induced crack resistance. However, the technique described in Patent Document 3 has a problem that a reheating process is required, the manufacturing process becomes complicated, and further arrangement of a reheating facility or the like is required.
また、厚鋼板であるが、特許文献４には、Ｃ：0.01〜0.3％、Si：0.6％以下、Mn：0.2〜2.0％、Al：0.06％以下、Ti：0.005〜0.035％、Ｎ：0.001〜0.006％を含む鋳片を熱間圧延した後の冷却過程のAc１−50℃以下の温度で、累積で２％以上の圧延を行い、その後、Ac１超Ac３未満の温度に加熱し、放冷する、表裏面に粗粒フェライト層を有する鋼材の製造方法が提案されている。特許文献４に記載された技術では、鋼材のSCC感受性や耐候性、耐食性の向上、さらには冷間加工後の材質劣化抑制などに寄与するとしている。しかし、特許文献４に記載された技術では、再加熱工程を必要とし、製造工程が複雑になるとともに、再加熱設備等の更なる配設が必要となるなどの問題があった。 Moreover, although it is a thick steel plate, in patent document 4, C: 0.01-0.3%, Si: 0.6% or less, Mn: 0.2-2.0%, Al: 0.06% or less, Ti: 0.005-0.035%, N: 0.001 in Ac 1 -50 ° C. below the temperature of the slab course the after hot rolling cooling containing 0.006%, performs rolling over 2% cumulative, then heated to a temperature of less than Ac 1 super Ac 3 A method of manufacturing a steel material having a coarse ferrite layer on the front and back surfaces is proposed. In the technique described in Patent Document 4, it is said that it contributes to the improvement of SCC sensitivity, weather resistance, and corrosion resistance of steel materials, and further suppression of material deterioration after cold working. However, the technique described in Patent Document 4 has a problem that a reheating process is required, the manufacturing process becomes complicated, and further arrangement of a reheating facility or the like is required.
またさらに最近では、極寒冷地用の鋼管には、パイプラインのバースト破壊を防止する観点から、破壊靭性、とくにＣＴＯＤ特性や、ＤＷＴＴ特性に優れることが要求されることが多い。
このような要求に対し、例えば、特許文献５には、Ｃ、Si、Mn、Ｎを適正量含有し、さらにSi、MnをMn/Siが5〜8を満足する範囲において含有し、さらにNb：0.01〜0.1％を含有する鋼片を、加熱後、1100℃以上で行う最初の圧延の圧下率：15〜30％、1000℃以上での合計圧下率：60％以上、最終圧延の圧下率：15〜30％の条件下で粗圧延を行ったのち、いったん5℃/s以上の冷却速度で、表層部の温度をＡr１点以下まで冷却しついで、復熱または強制加熱で表層部の温度が（Ａc３−40℃）〜（Ａc３＋40℃）となった時点で仕上圧延を開始し、950℃以下での合計圧下率：60％以上、圧延終了温度：Ａr３点以上の条件で仕上圧延を終了し、仕上圧延終了後２ｓ以内に冷却を開始し、10℃/s以上の速度で600℃以下まで冷却し、600〜350℃の温度範囲で巻き取る高強度電縫鋼管用熱延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献５に記載された技術で製造された鋼板は、高価な合金元素を添加することなく、また鋼管全体を熱処理することなく、鋼板表層の組織が微細化され、低温靭性、とくにＤＷＴＴ特性に優れた高強度電縫鋼管が製造できるとしている。しかし、特許文献５に記載された技術では、板厚が厚い鋼板では、所望の冷却速度を確保できなくなり、所望の特性を確保するためには、さらなる冷却能力の向上を必要とするという問題があった。
Furthermore, recently, steel pipes for extremely cold regions are often required to have excellent fracture toughness, particularly CTOD characteristics and DWTT characteristics, from the viewpoint of preventing burst fracture of pipelines.
In response to such a requirement, for example, Patent Document 5 contains appropriate amounts of C, Si, Mn, and N, and further contains Si and Mn in a range where Mn / Si satisfies 5 to 8, and further includes Nb. : Rolling ratio of the first rolling performed at 1100 ° C or higher after heating the steel slab containing 0.01 to 0.1%: 15-30%, Total rolling ratio at 1000 ° C or higher: 60% or higher, Rolling ratio of final rolling : After rough rolling under the condition of 15-30%, once the temperature of the surface layer is cooled to Ar 1 point or less at a cooling rate of 5 ° C / s or more, the surface layer is reheated or forcedly heated. Finishing rolling is started when the temperature reaches (Ac 3 −40 ° C.) to (Ac 3 + 40 ° C.), and the total rolling reduction at 950 ° C. or less is 60% or more, and the rolling end temperature is Ar 3 points or more. Finish the finish rolling, start cooling within 2 s after finishing the finish rolling, cool to 600 ° C. or less at a rate of 10 ° C./s or more, and wind up in the temperature range of 600 to 350 ° C. Method of manufacturing an electric resistance welded steel pipe for hot rolled steel sheet are described. The steel sheet manufactured by the technique described in Patent Document 5 has a refined structure of the steel sheet surface layer without adding an expensive alloy element and without heat treating the entire steel pipe, resulting in low temperature toughness, particularly DWTT characteristics. An excellent high-strength ERW steel pipe can be manufactured. However, the technique described in Patent Document 5 has a problem that a steel plate with a large thickness cannot secure a desired cooling rate, and further cooling capacity needs to be improved in order to secure desired characteristics. there were.
また、特許文献６には、Ｃ、Si、Mn、Al、Ｎを適正量含有し、さらにNb：0.001〜0.1％、Ｖ：0.001〜0.1％、Ti：0.001〜0.1％を含み、Cu、Ni、Moのうちの１種または２種以上を含有し、Ｐcm値が0.17以下である鋼スラブを、加熱したのち、表面温度が（Ａr３−50℃）以上の条件で仕上圧延を終了し、圧延後直ちに冷却し700℃以下の温度で巻き取り徐冷する低温靭性および溶接性に優れた高強度電縫管用熱延鋼帯の製造方法が記載されている。 Patent Document 6 contains appropriate amounts of C, Si, Mn, Al, and N, and further includes Nb: 0.001 to 0.1%, V: 0.001 to 0.1%, Ti: 0.001 to 0.1%, Cu, Ni After heating a steel slab containing one or more of Mo and having a Pcm value of 0.17 or less, finish rolling is finished under conditions where the surface temperature is (A r3 −50 ° C.) or more, A method for producing a hot-rolled steel strip for a high-strength ERW pipe excellent in low-temperature toughness and weldability that is cooled immediately after rolling and wound up and cooled at a temperature of 700 ° C. or lower is described.
しかしながら、最近、高強度電縫鋼管用鋼板には、低温靭性、とくにＣＴＯＤ特性、ＤＷＴＴ特性の更なる向上が要求されている。特許文献６に記載された技術では、低温靭性が充分でなく、要求されるＣＴＯＤ特性、ＤＷＴＴ特性を十分に満足させるほど、優れた低温靭性を具備させることができないという問題があった。
本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、多量の合金元素添加を必要とすることなく、ＴＳ：510MPa以上の高強度と、優れた低温靭性、とくに優れたＣＴＯＤ特性、ＤＷＴＴ特性、とを兼備する、高強度電縫鋼管用あるいは高強度スパイラル鋼管用として好適な、厚肉高張力熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。さらに本発明では、表面組織を適正化し、局所的な強度上昇、延性および靭性の低下を招くことなく、材質均一性に優れた厚肉高張力熱延鋼板を提供することを目的とする。
Recently, however, steel sheets for high-strength ERW steel pipes are required to further improve low-temperature toughness, particularly CTOD characteristics and DWTT characteristics. The technique described in Patent Document 6 has a problem that the low-temperature toughness is not sufficient, and the excellent low-temperature toughness cannot be provided to the extent that the required CTOD characteristics and DWTT characteristics are sufficiently satisfied.
The present invention solves the above-mentioned problems of the prior art, and does not require the addition of a large amount of alloy elements, and has a high strength of TS: 510 MPa or more, excellent low-temperature toughness, particularly excellent CTOD characteristics, and DWTT characteristics. It is an object of the present invention to provide a thick, high-tensile hot-rolled steel sheet suitable for high-strength ERW steel pipe or high-strength spiral steel pipe, and a method for producing the same. Furthermore, an object of the present invention is to provide a thick-walled high-tensile hot-rolled steel sheet that is excellent in material uniformity without optimizing the surface structure and causing local increase in strength, ductility, and toughness.
なお、ここでいう「優れたＣＴＯＤ特性」とは、ASTM E 1290の規定に準拠して、試験温度：−10℃で実施したＣＴＯＤ試験における限界開口変位量CTOD値が、0.30mm以上である場合をいうものとする。また、ここでいう「優れたＤＷＴＴ特性」とは、ASTM E 436の規定に準拠して行ったＤＷＴＴ試験で、延性破面率が85％となる最低温度（ＤＷＴＴ温度）が、−35℃以下の場合をいうものとする。 The “excellent CTOD characteristics” referred to here is when the critical opening displacement CTOD value in a CTOD test conducted at a test temperature of −10 ° C. is 0.30 mm or more in accordance with the provisions of ASTM E 1290. It shall be said. The “excellent DWTT property” here is a DWTT test conducted in accordance with the provisions of ASTM E 436, and the minimum temperature (DWTT temperature) at which the ductile fracture surface ratio is 85% is −35 ° C. or less. This shall be the case.
本発明者らは、上記した目的を達成するために、低温靭性、とくにＤＷＴＴ特性、ＣＴＯＤ特性に及ぼす各種要因について鋭意考究した。その結果、全厚での靭性試験であるＤＷＴＴ特性、ＣＴＯＤ特性は、板厚方向の組織均一性に大きく影響されることに思い至った。そして、全厚での靭性試験であるＤＷＴＴ特性、ＣＴＯＤ特性に及ぼす板厚方向の組織不均一の影響は、板厚：11mm以上の厚肉材で顕在化することを見出した。 In order to achieve the above-mentioned object, the present inventors diligently studied various factors affecting low temperature toughness, particularly DWTT characteristics and CTOD characteristics. As a result, it came to mind that the DWTT characteristic and the CTOD characteristic, which are toughness tests at the full thickness, are greatly influenced by the structure uniformity in the thickness direction. And it discovered that the influence of the structure nonuniformity of the sheet thickness direction on the DWTT characteristic and the CTOD characteristic, which are toughness tests at the full thickness, was manifested by a thick material having a sheet thickness of 11 mm or more.
また、本発明者らの更なる研究によれば、「優れたＤＷＴＴ特性」、「優れたＣＴＯＤ特性」は、鋼板表面から板厚方向に１mmの位置（表層部）における主相であるフェライトの平均結晶粒径と板厚中央位置（板厚中心部）における主相であるフェライトの平均結晶粒径との差、ΔＤが２μm以下で、かつ鋼板表面から板厚方向に１mmの位置（表層部）における第二相の組織分率（体積率）と鋼板の板厚中央位置（板厚中心部）における第二相の組織分率（体積率）との差、ΔＶが２％以下である場合に、確保できることを見出した。 Further, according to further studies by the present inventors, “excellent DWTT characteristics” and “excellent CTOD characteristics” are the main phases of ferrite at a position of 1 mm (surface layer portion) in the thickness direction from the steel sheet surface. The difference between the average crystal grain size and the average crystal grain size of ferrite as the main phase at the plate thickness center position (plate thickness center portion), ΔD is 2 μm or less, and 1 mm from the steel plate surface in the plate thickness direction (surface layer portion) ) Difference between the second phase structure fraction (volume ratio) and the second phase structure fraction (volume ratio) at the plate thickness center position (plate thickness center portion) of the steel sheet, when ΔV is 2% or less And found that it can be secured.
そして、本発明者らの更なる研究によれば、ΔＤが２μm以下でかつΔＶが２％以下とするために必要な冷却停止温度および巻取温度は、主としてベイナイト変態開始温度に影響する合金元素の含有量や、熱間圧延終了からの冷却速度に依存して決定されることを見出した。すなわち、ΔＤが２μm以下でかつΔＶが２％以下とするためには、冷却停止温度を、鋼板の板厚中央位置の温度で、次式
BFS（℃）＝770−300Ｃ−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni−1.5CR
（ここで、Ｃ、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni：各元素の含有量（質量％）、CR：鋼板の板厚中央位置の平均冷却速度（℃／ｓ））
で定義されるBFS以下の温度とし、かつ、巻取温度を、鋼板の板厚中央位置の温度で、次式
BFS0（℃）＝770−300Ｃ−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni
（ここで、Ｃ、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni：各元素の含有量（質量％））
で定義されるBFS0以下の温度とすることが肝要となる。
According to further studies by the present inventors, the cooling stop temperature and the coiling temperature necessary for ΔD to be 2 μm or less and ΔV to be 2% or less are alloy elements that mainly affect the bainite transformation start temperature. It was found that it was determined depending on the content of and the cooling rate from the end of hot rolling. That is, in order to set ΔD to 2 μm or less and ΔV to 2% or less, the cooling stop temperature is the temperature at the center position of the plate thickness of the steel plate,
BFS (℃) = 770−300C−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni−1.5CR
(Here, C, Mn, Cr, Mo, Cu, Ni: content of each element (mass%), CR: average cooling rate at the center position of the plate thickness of the steel sheet (° C./s))
The temperature is equal to or lower than the BFS defined in, and the coiling temperature is the temperature at the center of the plate thickness of the steel sheet.
BFS0 (℃) = 770−300C−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni
(Here, C, Mn, Cr, Mo, Cu, Ni: content of each element (mass%))
It is important to set the temperature below BFS0 as defined in.
まず、本発明の基礎となった実験結果について説明する。
質量％で、0.037％Ｃ−0.20％Si−1.59％Mn−0.016％Ｐ−0.0023％Ｓ−0.041％Al−0.061％Nb−0.013％Ti−残部Feからなるスラブを鋼素材として使用した。なお、（Ti＋Nb/２）／Ｃは1.18である。
上記した組成の鋼素材を、1230℃に加熱し、仕上圧延開始温度：980℃、仕上圧延終了温度：800℃とする熱間圧延を施して板厚：14.5mmの熱延板とし、熱間圧延終了後、板厚中央位置の温度が750℃以下の温度領域における冷却速度で18℃/sとなる冷却を、種々の冷却停止温度まで施す加速冷却を施し、ついで、種々の巻取温度で巻き取り、熱延鋼板（鋼帯）とした。
First, the experimental results on which the present invention is based will be described.
A slab composed of 0.037% C-0.20% Si-1.59% Mn-0.016% P-0.0023% S-0.041% Al-0.061% Nb-0.013% Ti-balance Fe in mass% was used as a steel material. Note that (Ti + Nb / 2) / C is 1.18.
The steel material having the above composition is heated to 1230 ° C and hot rolled to a finish rolling start temperature of 980 ° C and a finish rolling finish temperature of 800 ° C to obtain a hot rolled sheet having a thickness of 14.5 mm. After the end of rolling, accelerated cooling is applied to the cooling stop temperature at a cooling rate of 18 ° C / s in the temperature region where the temperature at the center of the plate thickness is 750 ° C or less, and then at various winding temperatures. Winding and hot rolled steel sheet (steel strip) were used.
得られた熱延鋼板から試験片を採取し、ＤＷＴＴ特性および組織を調査した。組織は、鋼板表面から板厚方向に１mmの位置（表層部）、鋼板の板厚中央位置（板厚中心部）について、主相であるフェライトの平均結晶粒径（μm）、第二相の組織分率（体積％）を求めた。得られた測定値から、鋼板表面から板厚方向に１mmの位置（表層部）と板厚中央位置（板厚中心部）との、主相であるフェライトの平均結晶粒径差ΔＤおよび第二相の組織分率の差ΔＶをそれぞれ算出した。なお、第二相は、パーライト、マルテンサイト、ＭＡ（島状マルテンサイトともいう）等である。 Test pieces were collected from the obtained hot-rolled steel sheet, and DWTT characteristics and structure were investigated. The structure consists of the average crystal grain size (μm) of ferrite, which is the main phase, at a position 1 mm (surface layer part) in the sheet thickness direction from the steel sheet surface, and at the center position (sheet thickness center part) of the steel sheet. The tissue fraction (volume%) was determined. From the measured values obtained, the average crystal grain size difference ΔD of the ferrite, which is the main phase, at the 1 mm position (surface layer portion) and the plate thickness center position (plate thickness center portion) in the plate thickness direction from the steel plate surface and the second The difference ΔV in the phase tissue fraction was calculated. The second phase is pearlite, martensite, MA (also called island martensite) or the like.
得られた結果を、ＤＷＴＴに及ぼすΔＤとΔＶとの関係で図１に示す。
図１から、ＤＷＴＴが−35℃以下となる「優れたＤＷＴＴ特性」は、ΔＤが２μm以下でかつΔＶが２％以下となる場合に確実に維持できることを知見した。
つぎに、ΔＤ、ΔＶと冷却停止温度との関係を図２に、ΔＤ、ΔＶと巻取温度との関係を図３に示す。
The obtained results are shown in FIG. 1 as the relationship between ΔD and ΔV exerted on DWTT.
From FIG. 1, it was found that “excellent DWTT characteristics” in which DWTT is −35 ° C. or less can be reliably maintained when ΔD is 2 μm or less and ΔV is 2% or less.
Next, FIG. 2 shows the relationship between ΔD and ΔV and the cooling stop temperature, and FIG. 3 shows the relationship between ΔD and ΔV and the coiling temperature.
図２、図３から、ΔＤが２μm以下でかつΔＶが２％以下とするためには、使用した鋼では、冷却停止温度を620℃以下、巻取温度を647℃以下に調整する必要があることがわかる。
また、本発明者らの更なる研究によれば、上記したような、熱間圧延終了後の加速冷却を施しても、局所的に強度が上昇する場合があり、そのためパイプ成形性が低下することが見られた。これは、鋼板表面から板厚方向に１mmの位置における硬さが局所的に上昇する場合があるためであることを知見した。このパイプ成形性の低下を抑制するためには、鋼板表面から板厚方向に１mmの位置におけるビッカース硬さHV1ｍｍと鋼板の板厚中央位置におけるビッカース硬さHV1/2tの差ΔＨＶを50ポイント以下にする必要があることに想到した。ΔＨＶを50ポイント以下にするためには、鋼板表面から板厚方向に１mmの位置におけるビッカース硬さHV1ｍｍを極端に高くしないことが肝要で、とくに、合金元素量が多くなるほど、焼入れ性が向上し、例えば鋼板表面から板厚方向に１mmの位置におけるビッカース硬さHV1ｍｍの上昇が大きく、ΔＨＶを50ポイントを超えて大きくする傾向が強くなる。そこで、本発明者らは、熱延鋼板の炭素当量Ｃeqが特定値を超えた場合には、熱間圧延終了後の加速冷却を、鋼板表面から板厚方向に１mmの位置における冷却速度が特定冷却速度以下となるように、鋼板表面から板厚方向に１mmの位置における冷却速度を炭素当量Ｃeqに応じて調整することが必要となることに思い至った。
2 and 3, it is necessary to adjust the cooling stop temperature to 620 ° C. or lower and the coiling temperature to 647 ° C. or lower in order to make ΔD 2 μm or less and ΔV 2% or less. I understand that.
Further, according to further studies by the present inventors, the strength may be locally increased even when accelerated cooling after completion of hot rolling as described above is performed, and therefore pipe formability is reduced. It was seen. This has been found to be due to the fact that the hardness at a position of 1 mm in the thickness direction from the steel sheet surface may increase locally. In order to suppress this decrease in pipe formability, the difference ΔHV between the Vickers hardness HV1mm at the position 1mm from the surface of the steel sheet to the thickness direction and the Vickers hardness HV1 / 2t at the center position of the steel sheet thickness should be 50 points or less. I came up with a need to do. In order to reduce ΔHV to 50 points or less, it is important that the Vickers hardness HV1 mm at a position 1 mm away from the steel sheet surface is not extremely high. In particular, as the alloy element amount increases, the hardenability improves. For example, the increase in Vickers hardness HV1 mm at a position of 1 mm in the thickness direction from the steel sheet surface is large, and the tendency to increase ΔHV beyond 50 points becomes strong. Therefore, the present inventors specify the accelerated cooling after the end of hot rolling when the carbon equivalent Ceq of the hot-rolled steel sheet exceeds a specific value, and the cooling rate at a position of 1 mm from the steel sheet surface in the sheet thickness direction. It came to mind that it is necessary to adjust the cooling rate at a position of 1 mm from the surface of the steel sheet in the plate thickness direction according to the carbon equivalent Ceq so as to be below the cooling rate.
つぎに、上記した知見の基礎となった実験結果について説明する。
質量％で、0.04〜0.06％Ｃ−0.2〜0.7％Si−0.93〜1.84％Mn−0.030〜0.048％Al−0.045〜0.15％Nb−0.009〜0.03％Ti−0〜0.25％Ni−0〜0.25％Cu−0〜0.059％Ｖ−残部Feおよび不可避的不純物からなり、炭素当量Ｃeqが0.234〜0.496となるスラブを鋼素材として使用した。なお、炭素当量Ｃeqは、次式
Ｃeq（％）＝Ｃ＋Mn／６＋（Cr＋Mo＋Ｖ）／５＋（Ni＋Cu）／15 ‥‥（４）
（ここで、Ｃ、Mn、Cr、Mo、Ｖ、Cu、Ni：各元素の含有量（質量％））
を用いて算出した。
Next, experimental results that serve as a basis for the above-described knowledge will be described.
0.04-0.06% C-0.2-0.7% Si-0.93-1.84% Mn-0.030-0.048% Al-0.045-0.15% Nb-0.009-0.03% Ti-0-0.25% Ni-0-0.25% A slab composed of Cu-0 to 0.059% V-balance Fe and inevitable impurities and having a carbon equivalent Ceq of 0.234 to 0.496 was used as a steel material. The carbon equivalent Ceq is the following formula Ceq (%) = C + Mn / 6 + (Cr + Mo + V) / 5 + (Ni + Cu) / 15 (4)
(Here, C, Mn, Cr, Mo, V, Cu, Ni: content of each element (mass%))
It calculated using.
上記した組成の鋼素材を、1200℃に加熱し、仕上圧延開始温度：1010℃、仕上圧延終了温度：810℃とする熱間圧延を施して板厚：25.4mmの熱延板とし、熱間圧延終了後、鋼板の板厚中心位置における冷却速度が18，27℃/sの範囲で、かつ鋼板表面から板厚方向に１mmの位置における平均冷却速度が、80℃/s，200℃/sとなる各種冷却を、鋼板の板厚中央位置の温度で、冷却停止温度：470〜490℃まで行う加速冷却を施し、鋼板の板厚中央位置の温度で、巻取温度：460〜500℃で巻き取った。得られた熱延板から、硬さ測定試験片を採取し、圧延方向と直交する断面で、鋼板表面から板厚方向に１mmの位置におけるビッカース硬さHV1ｍｍと、鋼板の板厚中心位置におけるビッカース硬さHV1/2tとをビッカース硬さ計（荷重：10kgf）で測定し、その差ΔＨＶ（＝HV1ｍｍ−HV1/2t）を算出した。 The steel material having the above composition is heated to 1200 ° C and hot rolled to a finish rolling start temperature of 1010 ° C and a finish rolling finish temperature of 810 ° C to form a hot rolled sheet with a thickness of 25.4 mm. After the end of rolling, the cooling rate at the plate thickness center position of the steel plate is in the range of 18,27 ℃ / s, and the average cooling rate at the position of 1mm from the steel plate surface to the plate thickness direction is 80 ℃ / s, 200 ℃ / s. Accelerated cooling is performed at a temperature at the center of the plate thickness of the steel sheet, cooling stop temperature: 470 to 490 ° C, and at a temperature at the center of the plate thickness of the steel plate, at a coiling temperature of 460 to 500 ° C. Winded up. From the obtained hot-rolled sheet, a specimen for measuring the hardness is taken, and in a cross section perpendicular to the rolling direction, a Vickers hardness HV of 1 mm at a position 1 mm from the steel sheet surface to the sheet thickness direction, and a Vickers at the sheet thickness center position of the steel sheet. The hardness HV1 / 2t was measured with a Vickers hardness meter (load: 10 kgf), and the difference ΔHV (= HV1 mm−HV1 / 2t) was calculated.
得られた結果を、鋼板表面から板厚方向に１mmの位置における平均冷却速度が、80℃/sと200℃/sとなる加速冷却を施した場合について、ΔＨＶと炭素当量Ｃeqとの関係で図４に示す。
図４から、ΔＨＶが50ポイントとなるＣeqは、平均冷却速度が80℃/sの場合には0.40％、200℃/sの場合には0.37％である。ΔＨＶを50ポイント以下とするためには、Ｃeqが0.37％を超えた場合に、鋼板表面から板厚方向に１mmの位置における平均冷却速度を200℃/s以下とする必要があることがわかる。さらに、質量％で0.043％Ｃ−0.22％Si−1.64％Mn−0.015％P−0.0027％S−0.038％Al−0.059％Nb−0.011％Ti−0.18％Cu−0.18%Ni−0.16％Mo−残部Feおよび不可避的不純物からなる組成（Ｃeq＝0.37％）の鋼素材を、1210℃に加熱し、仕上圧延開始温度:1210℃、仕上圧延終了温度:800とする。熱間圧延を施して熱延板（板厚25.4mm）とし、熱間圧延終了後に熱延板に、鋼板表面より１mmの位置における平均冷却速度が10〜350℃/sとなる各種冷却を施した。得られた熱延板から硬さ測定試験片を採取し、圧延方向と直交する断面で、鋼板表面から板厚方向に１mmの位置におけるビッカース硬さHV１mmと、鋼板の板厚中心位置におけるビッカース硬さHV1/2tとを測定し、ΔHV（＝HV１mm−HV1/2t）を算出した。得られた結果をΔHVと鋼板表面から板厚方向に１mmの位置における平均冷却速度との関係で図５に示す。図５からΔHVを50ポイント以下とするために、鋼板の表面から板厚方向に１mmの位置での冷却速度を200℃/ s以下とする必要があることがわかる。
The results obtained are based on the relationship between ΔHV and carbon equivalent Ceq when accelerated cooling is performed at an average cooling rate of 80 ° C / s and 200 ° C / s at a position 1 mm from the steel sheet surface in the thickness direction. As shown in FIG.
From FIG. 4, Ceq at which ΔHV is 50 points is 0.40% when the average cooling rate is 80 ° C./s, and 0.37% when 200 ° C./s. It can be seen that in order to make
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎの通りである。
（１）質量％で、Ｃ：0.02〜0.08％、Si：0.01〜0.50％、Mn：0.5〜1.8％、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.005〜0.10％、Nb：0.01〜0.10％、Ti：0.001〜0.05％を含み、かつＣ、Ti、Nbを次（１）式
（Ti＋（Nb/2））／Ｃ＜４ ‥‥（１）
（ここで、Ti、Nb、Ｃ：各元素の含有量（質量％））
を満足するように含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、鋼板表面から板厚方向に１mmの位置における主相であるベイニティックフェライト相、あるいはベイナイト相およびそれらの混合相の平均結晶粒径と鋼板の板厚中央位置における主相であるベイニティックフェライト相、あるいはベイナイト相およびそれらの混合相の平均結晶粒径との差ΔＤが２μm以下で、かつ鋼板表面から板厚方向に１mmの位置における第二相の組織分率（体積％）と鋼板の板厚中央位置における第二相の組織分率（体積％）との差ΔＶが２％以下である組織を有し、ＤＷＴＴ試験で延性破面率が85％となる最低温度が−35℃以下であるＤＷＴＴ特性を有し、さらに鋼板表面から板厚方向に１mmの位置におけるビッカース硬さHV1mmと鋼板の板厚中央位置におけるビッカース硬さHV1/2tとの差ΔＨＶが、50ポイント以下であることを特徴とする低温靭性に優れた板厚11mm以上の厚肉高張力熱延鋼板。
The present invention has been completed based on the above findings and further studies. That is, the gist of the present invention is as follows.
(1) By mass%, C: 0.02 to 0.08%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 0.5 to 1.8%, P: 0.025% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.005 to 0.10%, Nb: 0.01 ˜0.10%, Ti: 0.001˜0.05%, and C, Ti, Nb is expressed by the following formula (1) (Ti + (Nb / 2)) / C <4 (1)
(Here, Ti, Nb, C: content of each element (mass%))
Wherein to satisfy a composition the balance being Fe and inevitable impurities, the main phase bainitic ferrite phase at the position of 1mm in thickness direction from the surface of the steel sheet, or an average crystal bainite phase and their mixed phases The difference ΔD between the grain size and the average crystal grain size of the bainitic ferrite phase , which is the main phase at the center of the plate thickness of the steel plate , or the bainite phase and their mixed phase is 2 μm or less, and from the steel plate surface to the plate thickness direction A difference ΔV between the second phase structure fraction (% by volume) at the position of 1 mm and the second phase structure fraction (% by volume) at the plate thickness center position of the steel sheet has a structure of 2% or less, and DWTT It has a DWTT characteristic that the minimum temperature at which the ductile fracture surface ratio becomes 85% in the test is -35 ° C or less, and also has a Vickers hardness of HV1mm at a position of 1mm from the surface of the steel sheet in the thickness direction and the center position of the thickness of the steel sheet. Oh Thick, high-tensile hot-rolled steel sheet with a thickness of 11mm or more with excellent low-temperature toughness, characterized in that the difference ΔHV from the Vickers hardness HV1 / 2t is 50 points or less.
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：0.01〜0.10％、Mo：0.01〜0.50％、Cr：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜0.50％、Ni：0.01〜0.50％のうちの１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする厚肉高張力熱延鋼板。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.005％を含有する組成とすることを特徴とする厚肉高張力熱延鋼板。
(2) In (1), in addition to the above composition, in terms of mass%, V: 0.01 to 0.10%, Mo: 0.01 to 0.50%, Cr: 0.01 to 1.0%, Cu: 0.01 to 0.50%, Ni: 0.01 A thick-walled, high-tensile hot-rolled steel sheet characterized by comprising one or more of ˜0.50%.
(3) A thick-walled, high-tensile hot-rolled steel sheet according to (1) or (2), further comprising, in addition to the above composition, Ca: 0.0005 to 0.005% by mass.
（４）質量％で、Ｃ：0.02〜0.08％、Si：0.01〜0.50％、Mn：0.5〜1.8％、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.005〜0.10％、Nb：0.01〜0.10％、Ti：0.001〜0.05％を含み、かつＣ、Ti、Nbを次（１）式
（Ti＋（Nb/2））／Ｃ＜４ ‥‥（１）
（ここで、Ti、Nb、Ｃ：各元素の含有量（質量％））
を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材を加熱し、粗圧延と仕上圧延とからなる熱間圧延を施して熱延鋼板とするにあたり、前記仕上圧延における950℃以下の温度域での全圧下量を20％以上とし、前記熱間圧延終了後に、鋼板表面から板厚方向に１mmの位置の平均冷却速度で、前記組成で次（４）式
Ｃeq（％）＝Ｃ＋Mn／６＋（Cr＋Mo＋Ｖ）／５＋（Ni＋Cu）／15 ‥‥（４）
（ここで、Ｃ、Ti、Mn、Cr、Mo、Ｖ、Cu、Ni：各元素の含有量（質量％））
で定義される炭素当量Ｃeqが0.37％以下の場合には10℃／ｓ以上、前記炭素当量Ｃeqが0.37％超えの場合には10〜200℃／ｓで、かつ鋼板の板厚中央位置の平均冷却速度で10℃／ｓ以上、となる冷却を、鋼板の板厚中央位置の温度で、次（２）式
BFS（℃）＝770−300Ｃ−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni−1.5CR ‥‥（２）
（ここで、Ｃ、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni：各元素の含有量（質量％）、CR：鋼板の板厚中央位置の平均冷却速度（℃／ｓ））
で定義されるBFS以下の冷却停止温度まで行う加速冷却を施し、ついで鋼板の板厚中央位置の温度で、次（３）式
BFS0（℃）＝770−300Ｃ−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni ‥‥（３）
（ここで、Ｃ、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni：各元素の含有量（質量％））
で定義されるBFS0以下445℃以上の巻取温度で巻き取ることにより、（１）に記載の組織およびＤＷＴＴ特性を有し、さらに鋼板表面から板厚方向に１mmの位置におけるビッカース硬さHV1mmと鋼板の板厚中央位置におけるビッカース硬さHV1/2tとの差ΔＨＶが、50ポイント以下である熱延鋼板とすることを特徴とする低温靭性に優れた板厚11mm以上の厚肉高張力熱延鋼板の製造方法。
(4) By mass%, C: 0.02 to 0.08%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 0.5 to 1.8%, P: 0.025% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.005 to 0.10%, Nb: 0.01 ˜0.10%, Ti: 0.001˜0.05%, and C, Ti, Nb is expressed by the following formula (1) (Ti + (Nb / 2)) / C <4 (1)
(Here, Ti, Nb, C: content of each element (mass%))
In order to heat the steel material of the composition composed of the balance Fe and unavoidable impurities and to perform hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling to form a hot-rolled steel sheet, 950 in the finish rolling The total reduction amount in the temperature range of ℃ or less is set to 20% or more, and after the hot rolling is completed, at the average cooling rate at a position of 1 mm from the steel sheet surface to the sheet thickness direction, ) = C + Mn / 6 + (Cr + Mo + V) / 5 + (Ni + Cu) / 15 (4)
(Here, C, Ti, Mn, Cr, Mo, V, Cu, Ni: content of each element (mass%))
When the carbon equivalent Ceq defined by is 0.37% or less, it is 10 ° C / s or more, and when the carbon equivalent Ceq is more than 0.37%, it is 10-200 ° C / s, and the average of the plate thickness center position of the steel sheet Cooling at a cooling rate of 10 ° C / s or higher is performed at the temperature at the center of the plate thickness of the steel plate using the following equation
BFS (℃) = 770−300C−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni−1.5CR (2)
(Here, C, Mn, Cr, Mo, Cu, Ni: content of each element (mass%), CR: average cooling rate at the center position of the plate thickness of the steel sheet (° C./s))
Accelerated cooling is performed to the cooling stop temperature below BFS defined in, and then the temperature at the center of the plate thickness is
BFS0 (℃) = 770−300C−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni (3)
(Here, C, Mn, Cr, Mo, Cu, Ni: content of each element (mass%))
By taking up at a winding temperature of
（５）（４）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：0.01〜0.10％、Mo：0.01〜0.50％、Cr：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜0.50％、Ni：0.01〜0.50％のうちの１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする厚肉高張力熱延鋼板の製造方法。
（６）（４）または（５）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.005％を含有する組成とすることを特徴とする厚肉高張力熱延鋼板の製造方法。
(5) In (4), in addition to the above composition, in terms of mass%, V: 0.01 to 0.10%, Mo: 0.01 to 0.50%, Cr: 0.01 to 1.0%, Cu: 0.01 to 0.50%, Ni: 0.01 A method for producing a thick-walled, high-tensile hot-rolled steel sheet, characterized in that the composition contains one or more of ˜0.50%.
(6) In (4) or (5), in addition to the said composition, it is set as the composition which contains further Ca: 0.0005-0.005% by the mass%, The manufacturing method of the thick-wall high tension hot-rolled steel plate characterized by the above-mentioned. .
本発明によれば、板厚方向の組織変動が少なく、しかも局所的な強度上昇もなく、低温靭性、とくにＤＷＴＴ特性とＣＴＯＤ特性に優れた厚肉高張力熱延鋼板を容易にしかも安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また本発明によれば、寸法精度に優れ、低温靭性、さらにはパイプライン敷設時の円周溶接性に優れたラインパイプ用電縫鋼管およびラインパイプ用スパイラル鋼管を容易に製造できるという効果もある。 According to the present invention, a high-thickness high-strength hot-rolled steel sheet excellent in low-temperature toughness, especially DWTT characteristics and CTOD characteristics, is produced easily and inexpensively with little structural variation in the thickness direction and no local increase in strength. Yes, and it has a remarkable industrial effect. Further, according to the present invention, it is possible to easily produce an ERW steel pipe for a line pipe and a spiral steel pipe for a line pipe, which have excellent dimensional accuracy, low temperature toughness, and excellent circumferential weldability when laying a pipeline. .
まず、本発明厚肉高張力熱延鋼板の組成限定理由について説明する。なお、とくに断らないかぎり、質量％は単に％と記す。
Ｃ：0.02〜0.08％
Ｃは、鋼の強度を上昇させる作用を有する元素であり、本発明では所望の高強度を確保するために、0.02％以上の含有を必要とする。一方、0.08％を超える過剰な含有は、パーライト等の第二相の組織分率を増大させ、母材靭性および溶接熱影響部靭性を低下させる。このため、Ｃは0.02〜0.08％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.02〜0.05％である。なお、好ましくは0.04〜0.06％である。
First, the reasons for limiting the composition of the thick-walled high-tensile hot-rolled steel sheet of the present invention will be described. Unless otherwise specified, mass% is simply expressed as%.
C: 0.02 to 0.08%
C is an element having an action of increasing the strength of steel, and in the present invention, it is necessary to contain 0.02% or more in order to ensure a desired high strength. On the other hand, an excessive content exceeding 0.08% increases the structural fraction of the second phase such as pearlite, and lowers the base metal toughness and the weld heat affected zone toughness. For this reason, C was limited to the range of 0.02 to 0.08%. In addition, Preferably it is 0.02 to 0.05%. In addition, Preferably it is 0.04 to 0.06%.
Si：0.01〜0.50％
Siは、固溶強化、焼入れ性の向上を介して、鋼の強度を増加させる作用を有する。このような効果は0.01％以上の含有で認められる。一方、Siは、γ→α変態時にＣをγ相に濃化させ、第二相としてマルテンサイト相の形成を促進させる作用を有し、結果としてΔＤの増加を招き、鋼板の靭性を低下させる。また、Siは、電縫溶接時にSiを含有する酸化物を形成し、溶接部品質を低下させるとともに、溶接熱影響部靭性を低下させる。このような観点から、Siはできるだけ低減することが望ましいが、0.50％までは許容できる。このようなことから、Siは0.01〜0.50％に限定した。好ましくは0.40％以下である。
Si: 0.01-0.50%
Si has an action of increasing the strength of steel through solid solution strengthening and improvement of hardenability. Such an effect is recognized when the content is 0.01% or more. On the other hand, Si has the effect of concentrating C in the γ phase during the γ → α transformation and promoting the formation of the martensite phase as the second phase, resulting in an increase in ΔD and a decrease in the toughness of the steel sheet. . Moreover, Si forms an oxide containing Si during ERW welding, lowers the weld zone quality, and lowers the weld heat affected zone toughness. From this point of view, it is desirable to reduce Si as much as possible, but up to 0.50% is acceptable. For these reasons, Si was limited to 0.01 to 0.50%. Preferably it is 0.40% or less.
なお、電縫溶接鋼管向け熱延鋼板では、Mnを含有するため、Siは低融点のMn珪酸化物を形成し溶接部からの酸化物排出が容易となるため、Siは0.10〜0.30％含有させてもよい。
Mn：0.5〜1.8％
Mnは、焼入性を向上させる作用を有し、焼入性向上を介し鋼板の強度を増加させる。また、Mnは、MnSを形成しＳを固定することにより、Ｓの粒界偏析を防止してスラブ（鋼素材）割れを抑制する。このような効果を得るためには、0.5％以上の含有を必要とする。一方、1.8％を超える含有は、スラブ鋳造時の凝固偏析を助長し、鋼板にMn濃化部を残存させ、セパレーションの発生を増加させる。このMn濃化部を消失させるには、1300℃を超える温度に加熱する必要があり、このような熱処理を工業的規模で実施することは現実的でない。このため、Mnは0.5〜1.8％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.9〜1.7％である。
In addition, since hot rolled steel sheets for electric resistance welded steel pipes contain Mn, Si forms a low melting point Mn silicate and facilitates oxide discharge from the weld zone, so Si is contained in an amount of 0.10 to 0.30%. May be.
Mn: 0.5-1.8%
Mn has the effect of improving hardenability, and increases the strength of the steel sheet through the improvement of hardenability. Further, Mn forms MnS and fixes S, thereby preventing segregation of S grain boundaries and suppressing slab (steel material) cracking. In order to acquire such an effect, 0.5% or more of content is required. On the other hand, if the content exceeds 1.8%, solidification segregation during slab casting is promoted, Mn-concentrated portions remain in the steel sheet, and the occurrence of separation increases. In order to eliminate this Mn enriched part, it is necessary to heat to a temperature exceeding 1300 ° C., and it is not practical to carry out such a heat treatment on an industrial scale. For this reason, Mn was limited to the range of 0.5 to 1.8%. In addition, Preferably it is 0.9 to 1.7%.
Ｐ：0.025％以下
Ｐは、鋼中に不純物として不可避的に含まれるが、鋼の強度を上昇させる作用を有する。しかし、0.025％を超えて過剰に含有すると溶接性が低下する。このため、Ｐは0.025％以下に限定した。なお、好ましくは0.015％以下である。
Ｓ：0.005％以下
Ｓは、Ｐと同様に鋼中に不純物として不可避的に含まれるが、0.005％を超えて過剰に含有すると、スラブ割れを生起させるとともに、熱延鋼板においては粗大なMnSを形成し、延性の低下を生じさせる。このため、Ｓは0.005％以下に限定した。なお、好ましくは0.004％以下である。
P: 0.025% or less P is inevitably contained as an impurity in steel, but has an effect of increasing the strength of steel. However, when it exceeds 0.025% and it contains excessively, weldability will fall. For this reason, P was limited to 0.025% or less. In addition, Preferably it is 0.015% or less.
S: 0.005% or less S is inevitably contained as an impurity in steel like P, but if it exceeds 0.005% and excessively contained, slab cracking occurs and coarse MnS is contained in the hot-rolled steel sheet. Forming and causing a reduction in ductility. For this reason, S was limited to 0.005% or less. In addition, Preferably it is 0.004% or less.
Al：0.005〜0.10％
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果を得るためには、0.005％以上含有することが望ましい。一方、0.10％を超える含有は、電縫溶接時の、溶接部の清浄性を著しく損なう。このため、Alは0.005〜0.10％に限定した。なお、好ましくは0.08％以下である。
Al: 0.005-0.10%
Al is an element that acts as a deoxidizer, and in order to obtain such an effect, it is desirable to contain 0.005% or more. On the other hand, the content exceeding 0.10% significantly impairs the cleanliness of the welded part during ERW welding. For this reason, Al was limited to 0.005 to 0.10%. In addition, Preferably it is 0.08% or less.
Nb：0.01〜0.10％
Nbは、オーステナイト粒の粗大化、再結晶を抑制する作用を有する元素であり、熱間仕上圧延におけるオーステナイト未再結晶温度域圧延を可能にするとともに、炭窒化物として微細析出することにより、溶接性を損なうことなく、少ない含有量で熱延鋼板を高強度化する作用を有する。このような効果を得るためには、0.01％以上の含有を必要とする。一方、0.10％を超える過剰な含有は、熱間仕上圧延中の圧延荷重の増大をもたらし、熱間圧延が困難となる場合がある。このため、Nbは0.01〜0.10％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.03〜0.09％である。
Nb: 0.01-0.10%
Nb is an element that has the effect of suppressing the coarsening and recrystallization of austenite grains, enabling the austenite non-recrystallization temperature range rolling in hot finish rolling, and by precipitating finely as carbonitride, It has the effect | action which makes a hot-rolled steel plate high intensity | strength with little content, without impairing property. In order to acquire such an effect, 0.01% or more of content is required. On the other hand, an excessive content exceeding 0.10% may cause an increase in rolling load during hot finish rolling, which may make hot rolling difficult. For this reason, Nb was limited to the range of 0.01 to 0.10%. In addition, Preferably it is 0.03-0.09%.
Ti：0.001〜0.05％
Tiは、窒化物を形成しＮを固定しスラブ（鋼素材）割れを防止する作用を有するとともに、炭化物として微細析出することにより、鋼板を高強度化させる。このような効果は、0.001％以上の含有で顕著となるが、0.05％を超える含有は析出強化により降伏点が著しく上昇する。このため、Tiは0.001〜0.05％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.005〜0.035％である。
Ti: 0.001 to 0.05%
Ti has the effect of forming nitrides and fixing N to prevent cracking of slabs (steel material), and finely precipitates as carbides, thereby increasing the strength of the steel sheet. Such an effect becomes remarkable when the content is 0.001% or more. However, when the content exceeds 0.05%, the yield point is remarkably increased by precipitation strengthening. For this reason, Ti was limited to the range of 0.001 to 0.05%. In addition, Preferably it is 0.005-0.035%.
本発明では、上記した範囲のNb、Ti、Ｃを含み、かつ下記（１）式
（Ti＋（Nb/2））／Ｃ＜４ ‥‥（１）
を満足するようにNb、Ti、Ｃの含有量を調整する。
Nb、Tiは、炭化物形成傾向の強い元素で、Ｃ含有量が低い場合にはほとんどのＣが炭化物となり、フェライト粒内の固溶Ｃ量が激減することが想定される。フェライト粒内の固溶Ｃ量の激減は、パイプライン施工時の円周溶接性に悪影響を及ぼす。というのは、フェライト粒内の固溶Ｃ量が極度に低減した鋼板を用いて製造された鋼管をラインパイプとして、円周溶接を行った場合には、円周溶接部の熱影響部における粒成長が顕著となり、円周溶接部の熱影響部靭性が低下する恐れがあるためである。このため、本発明では、Nb、Ti、Ｃを（１）式を満足するように調整して含有させる。これにより、フェライト粒内の固溶Ｃ量を10ppm以上とすることが可能となり、円周溶接部の熱影響部靭性の低下を防止できる。なお、溶接部の強度低下を抑制するためには、Nb、Ti、Ｃを次（１ａ）式
（Ti＋（Nb/2））／Ｃ＜３ ‥‥（１ａ）
を満足するように調整して含有させることが好ましい。
In the present invention, Nb, Ti, and C in the above ranges are included, and the following formula (1) (Ti + (Nb / 2)) / C <4 (1)
Nb, Ti, and C content are adjusted so as to satisfy the above.
Nb and Ti are elements that have a strong tendency to form carbides. When the C content is low, most of the C becomes carbides, and the amount of solid solution C in the ferrite grains is assumed to decrease drastically. The drastic decrease in the amount of C dissolved in ferrite grains adversely affects the circumferential weldability during pipeline construction. The reason is that when circumferential welding is performed using a steel pipe manufactured using a steel sheet in which the amount of dissolved C in the ferrite grain is extremely reduced as a line pipe, the grain in the heat-affected zone of the circumferential welded part This is because the growth becomes remarkable and the heat-affected zone toughness of the circumferential weld may be lowered. For this reason, in this invention, Nb, Ti, and C are adjusted and contained so that Formula (1) may be satisfied. Thereby, it becomes possible to make solid solution C amount in a
It is preferable to make it contain so that it may satisfy.
本発明では、上記した成分が基本成分であるが、この基本の組成に加えてさらに、選択元素として、Ｖ：0.01〜0.10％、Mo：0.01〜0.50％、Cr：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜0.50％、Ni：0.01〜0.50％のうちの１種または２種以上、および／または、Ca：0.0005〜0.005％を、必要に応じて選択して含有することができる。
Ｖ：0.01〜0.10％、Mo：0.01〜0.50％、Cr：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜0.50％、Ni：0.01〜0.50％のうちの１種または２種以上
Ｖ、Mo、Cr、Cu、Niはいずれも、焼入れ性を向上させ、鋼板の強度を増加させる元素であり、必要に応じて１種または２種以上を選択して含有することができる。
In the present invention, the above components are basic components. In addition to this basic composition, V: 0.01 to 0.10%, Mo: 0.01 to 0.50%, Cr: 0.01 to 1.0%, Cu: One or more of 0.01 to 0.50%, Ni: 0.01 to 0.50%, and / or Ca: 0.0005 to 0.005% can be selected and contained as necessary.
One or more of V: 0.01 to 0.10%, Mo: 0.01 to 0.50%, Cr: 0.01 to 1.0%, Cu: 0.01 to 0.50%, Ni: 0.01 to 0.50% V, Mo, Cr, Cu , Ni is an element that improves the hardenability and increases the strength of the steel sheet, and can be selected from one or more as required.
Ｖは、焼入性を向上させるとともに、炭窒化物を形成して鋼板を高強度化する作用を有する元素であり、このような効果は0.01％以上の含有で顕著となる。一方、0.10％を超える過剰の含有は、溶接性を劣化させる。このため、Ｖは0.01〜0.10％とすることが好ましい。なお、さらに好ましくは0.03〜0.08％である。
Moは、焼入性を向上させるとともに、炭窒化物を形成して鋼板を高強度化する作用を有する元素であり、このような効果は0.01％以上の含有で顕著となる。一方、0.50％を超える多量の含有は、溶接性を低下させる。このため、Moは0.01〜0.50％に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.05〜0.30％である。
V is an element that has an effect of improving hardenability and forming carbonitride to increase the strength of the steel sheet, and such an effect becomes remarkable when the content is 0.01% or more. On the other hand, excessive content exceeding 0.10% deteriorates weldability. For this reason, V is preferably 0.01 to 0.10%. Further, it is more preferably 0.03 to 0.08%.
Mo is an element that has an effect of improving hardenability and forming carbonitride to increase the strength of the steel sheet. Such an effect becomes remarkable when the content is 0.01% or more. On the other hand, a large content exceeding 0.50% reduces weldability. For this reason, it is preferable to limit Mo to 0.01 to 0.50%. In addition, More preferably, it is 0.05 to 0.30%.
Crは、焼入性を向上させ、鋼板強度を増加させる作用を有する元素である。このような効果は、0.01％以上の含有で顕著となる。一方、1.0％を超える過剰の含有は、電縫溶接時に溶接欠陥を多発させる傾向となる。このため、Crは0.01〜1.0％に限定することが好ましい。なお、さらに好ましくは0.01〜0.80％である。
Cuは、焼入れ性を向上させるとともに、固溶強化あるいは析出強化により鋼板の強度を増加させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上含有することが望ましいが、0.50％を超える含有は熱間加工性を低下させる。このため、Cuは0.01〜0.50％に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.10〜0.40％である。
Cr is an element that has the effect of improving hardenability and increasing the strength of the steel sheet. Such an effect becomes remarkable when the content is 0.01% or more. On the other hand, an excessive content exceeding 1.0% tends to cause frequent welding defects during ERW welding. For this reason, it is preferable to limit Cr to 0.01 to 1.0%. In addition, More preferably, it is 0.01 to 0.80%.
Cu is an element that has the effect of improving the hardenability and increasing the strength of the steel sheet by solid solution strengthening or precipitation strengthening. In order to acquire such an effect, it is desirable to contain 0.01% or more, but inclusion exceeding 0.50% reduces hot workability. For this reason, it is preferable to limit Cu to 0.01 to 0.50%. In addition, More preferably, it is 0.10 to 0.40%.
Niは、焼入性を向上させ、鋼の強度を増加させるとともに、鋼板の靭性をも向上させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上含有することが望ましい。一方、0.50％を超えて含有しても、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できなくなり経済的に不利となる。このため、Niは0.01〜0.50％に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.10〜0.45％である。 Ni is an element that has the effect of improving hardenability, increasing the strength of the steel, and improving the toughness of the steel sheet. In order to acquire such an effect, it is desirable to contain 0.01% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.50%, the effect is saturated and an effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous. For this reason, it is preferable to limit Ni to 0.01 to 0.50%. In addition, More preferably, it is 0.10 to 0.45%.
Ca：0.0005〜0.005％
Caは、ＳをCaSとして固定し、硫化物系介在物を球状化し、介在物の形態を制御する作用を有する元素であり、介在物の周囲のマトリックスの格子歪を小さくし、水素のトラップ能を低下させる。このような効果を得るためには、0.0005％以上含有させることが望ましいが、0.005％を超えて含有すると、CaOの増加を招き、耐食性、靭性を低下させる。このため、Caは含有する場合には、0.0005〜0.005％に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0009〜0.003％である。
Ca: 0.0005 to 0.005%
Ca is an element that has the action of fixing S as CaS, spheroidizing sulfide inclusions, and controlling the morphology of the inclusions, reducing the lattice strain of the matrix surrounding the inclusions, and the ability to trap hydrogen Reduce. In order to acquire such an effect, it is desirable to make it contain 0.0005% or more, but if it contains more than 0.005%, CaO will increase and corrosion resistance and toughness will be reduced. For this reason, when it contains Ca, it is preferable to limit to 0.0005 to 0.005%. In addition, More preferably, it is 0.0009 to 0.003%.
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。なお、不可避的不純物としては、Ｎ：0.005％以下、Ｏ：0.005％以下、Mg：0.003％以下、Sn：0.005％以下が許容できる。
Ｎ：0.005％以下
Ｎは、鋼中に不可避的に含有されるが、過剰の含有は、鋼素材（スラブ）鋳造時の割れを多発させる。このため、Ｎは0.005％以下に限定することが望ましい。なお、より好ましくは0.004％以下である。
The balance other than the components described above consists of Fe and inevitable impurities. Inevitable impurities include N: 0.005% or less, O: 0.005% or less, Mg: 0.003% or less, and Sn: 0.005% or less.
N: 0.005% or less N is inevitably contained in steel, but excessive inclusion frequently causes cracking during casting of a steel material (slab). For this reason, it is desirable to limit N to 0.005% or less. More preferably, it is 0.004% or less.
Ｏ：0.005％以下
Ｏは、鋼中では各種の酸化物として存在し、熱間加工性、耐食性、靭性等を低下させる原因となる。このため、本発明ではできるだけ低減することが望ましいが、0.005％までは許容できる。極端な低減は精錬コストの高騰を招くため、Ｏは0.005％以下に限定することが望ましい。
O: 0.005% or less O exists as various oxides in steel, and causes hot workability, corrosion resistance, toughness and the like to decrease. For this reason, it is desirable to reduce as much as possible in the present invention, but it is acceptable up to 0.005%. Since extreme reduction leads to an increase in refining costs, it is desirable to limit O to 0.005% or less.
Mg：0.003％以下
Mgは、Caと同様に酸化物、硫化物を形成し、粗大なMnSの形成を抑制する作用を有するが、0.003％を超える含有は、Mg酸化物、Mg硫化物のクラスターを多発させ、靭性の低下を招く。このため、Mgは0.003％以下に限定することが望ましい。
Sn：0.005％以下
Snは、製鋼原料として使用されるスクラップ等から混入する。Snは、粒界等に偏析しやすい元素であり、0.005％を超えて多量に含有すると、粒界強度が低下し、靭性の低下を招く。このため、Snは0.005％以下に限定することが望ましい。
Mg: 0.003% or less
Mg, like Ca, forms oxides and sulfides and has the effect of suppressing the formation of coarse MnS, but if it exceeds 0.003%, Mg oxide and Mg sulfide clusters occur frequently, and toughness Cause a decline. For this reason, it is desirable to limit Mg to 0.003% or less.
Sn: 0.005% or less
Sn is mixed from scraps used as steelmaking raw materials. Sn is an element that easily segregates at grain boundaries and the like, and if it is contained in a large amount exceeding 0.005%, the grain boundary strength is lowered and the toughness is lowered. For this reason, it is desirable to limit Sn to 0.005% or less.
本発明の厚肉高張力熱延鋼板は、上記した組成を有し、さらに、鋼板表面から板厚方向に１mmの位置における主相であるフェライト相の平均結晶粒径と鋼板の板厚中央位置における主相であるフェライト相の平均結晶粒径（μm）との差ΔＤが２μm以下で、かつ鋼板表面から板厚方向に１mmの位置における第二相の組織分率（体積％）と鋼板の板厚中央位置における第二相の組織分率（体積％）との差ΔＶが２％以下である組織を有する。ここでいう「主相であるフェライト相」とは、本発明における主たる組織（主相）が硬質な低温変態フェライト相からなることを意味し、硬質な低温変態フェライト相とは、ベイニティックフェライト相、あるいはベイナイト相およびそれらの混合相をいう。ここでは、軟質な高温変態フェライト相は含まない。また、主相以外の第二相は、パーライト、マルテンサイト、ＭＡ（島状マルテンサイトともいう）およびそれらの混合相である。 The thick-walled high-tensile hot-rolled steel sheet of the present invention has the above-described composition, and further, the average crystal grain size of the ferrite phase, which is the main phase at a position of 1 mm in the sheet thickness direction from the sheet surface, and the sheet thickness center position. The difference ΔD from the average crystal grain size (μm) of the ferrite phase, which is the main phase, is 2 μm or less, and the structure fraction (volume%) of the second phase at a position 1 mm from the steel sheet surface in the sheet thickness direction It has a structure having a difference ΔV of 2% or less with respect to the structure fraction (volume%) of the second phase at the plate thickness center position. The “ferrite phase as the main phase” here means that the main structure (main phase) in the present invention is composed of a hard low temperature transformation ferrite phase, and the hard low temperature transformation ferrite phase is a bainitic ferrite. Phase, or bainite phase and their mixed phase. Here, the soft high temperature transformation ferrite phase is not included. The second phase other than the main phase is pearlite, martensite, MA (also referred to as island martensite) and a mixed phase thereof.
ΔＤが２μm以下でかつΔＶが２％以下となる場合にのみ、厚肉高張力熱延鋼板の低温靭性、とくに全厚試験片を用いるＤＷＴＴ特性やＣＴＯＤ特性が顕著に向上する。ΔＤまたはΔＶのいずれか一つが、所望した範囲の外となる場合には、図１からも明らかなように、ＤＷＴＴが−35℃より高くなり、ＤＷＴＴ特性が低下し、低温靭性が劣化する。このようなことから、本発明では、組織を、鋼板表面から板厚方向に１mmの位置における主相であるフェライト相の平均結晶粒径と鋼板の板厚中央位置における主相であるフェライト相の平均結晶粒径（μm）との差ΔＤが２μm以下、かつ鋼板表面から板厚方向に１mmの位置における第二相の組織分率(体積％)と鋼板の板厚中央位置における第二相の組織分率（体積％）との差ΔＶが２％以下である組織に限定した。 Only when ΔD is 2 μm or less and ΔV is 2% or less, the low-temperature toughness of the thick, high-tensile hot-rolled steel sheet, in particular, the DWTT characteristics and CTOD characteristics using a full-thickness test piece are significantly improved. When either one of ΔD or ΔV falls outside the desired range, as is apparent from FIG. 1, DWTT is higher than −35 ° C., DWTT characteristics are lowered, and low temperature toughness is deteriorated. For this reason, in the present invention, the structure of the ferrite phase, which is the main phase at the center position of the steel sheet thickness, and the average crystal grain size of the ferrite phase, which is the main phase at a position 1 mm from the steel sheet surface in the thickness direction, is obtained. The difference ΔD from the average crystal grain size (μm) is 2 μm or less, and the structure fraction (volume%) of the second phase at a position of 1 mm from the steel sheet surface in the sheet thickness direction and the second phase at the center position of the sheet thickness of the steel sheet. The difference ΔV with respect to the tissue fraction (volume%) was limited to a tissue of 2% or less.
なお、ΔＤが２μm以下でかつΔＶが２％以下となる組織を有する熱延鋼板は、鋼板表面から板厚方向に１mmの位置と板厚1/4位置との主相であるフェライト相の平均結晶粒径（μm）の差ΔＤ*が２μm以下、第二相の組織分率（％）の差ΔＶ*が２％以下を満足し、また鋼板表面から板厚方向に１mmの位置と板厚3/4位置との主相であるフェライト相の平均結晶粒径（μm）の差ΔＤ**も２μm以下、第二相の組織分率（％）の差ΔＶ**も２％以下を満足することを確認している。 Note that a hot-rolled steel sheet having a structure in which ΔD is 2 μm or less and ΔV is 2% or less is the average of the ferrite phase that is the main phase at a position of 1 mm and a thickness of 1/4 in the thickness direction from the steel sheet surface. The difference ΔD * in crystal grain size (μm) is 2 μm or less, the difference ΔV * in the structure fraction (%) in the second phase is 2% or less, and the position and thickness is 1 mm from the steel sheet surface in the thickness direction. The difference ΔD ** in the average crystal grain size (μm) of the ferrite phase, which is the main phase with the 3/4 position, is also 2 μm or less, and the difference ΔV ** in the structure fraction (%) in the second phase is 2% or less. Make sure you do.
また、本発明熱延鋼板は、上記した組成と上記した組織を有し、さらに鋼板表面から板厚方向に１mmの位置におけるビッカース硬さHV1mmと鋼板の板厚中央位置におけるビッカース硬さHV1/2tとの差ΔＨＶが、50ポイント以下である硬さ分布を有する。
ΔＨＶが50ポイントを超えると、局所的な強度上昇が生じやすく、パイプ成形性が低下し、パイプ真円度の低下を招く。このため、本発明ではHV1mmとHV1/2tとの差ΔＨＶを50ポイント以下に限定した。
The hot-rolled steel sheet of the present invention has the above-described composition and the above-described structure, and further has a Vickers hardness HV 1 mm at a position 1 mm from the steel sheet surface in the sheet thickness direction and a Vickers hardness HV 1/2 t at a sheet thickness center position. The difference ΔHV has a hardness distribution of 50 points or less.
When ΔHV exceeds 50 points, local strength increases are likely to occur, pipe formability is reduced, and pipe roundness is reduced. For this reason, in the present invention, the difference ΔHV between HV1 mm and HV1 / 2t is limited to 50 points or less.
つぎに、本発明熱延鋼板の好ましい製造方法について説明する。
鋼素材の製造方法としては、上記した組成の溶鋼を転炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の常用の鋳造方法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましいが、本発明では、これに限定されることはない。
上記した組成の鋼素材に、加熱し熱間圧延を施す。熱間圧延は、鋼素材をシートバーとする粗圧延と、該シートバーを熱延板とする仕上圧延とからなる。
Below, the preferable manufacturing method of this invention hot-rolled steel plate is demonstrated.
As a manufacturing method of the steel material, it is preferable to melt the molten steel having the above composition by a conventional melting method such as a converter, and to make a steel material such as a slab by a conventional casting method such as a continuous casting method, The present invention is not limited to this.
The steel material having the above composition is heated and hot-rolled. Hot rolling consists of rough rolling using a steel material as a sheet bar and finish rolling using the sheet bar as a hot-rolled sheet.
鋼素材の加熱温度は、熱延板に圧延することが可能な温度であればよく、とくに限定する必要はないが、1100〜1300℃の範囲の温度とすることが好ましい。加熱温度が1100℃未満では、変形抵抗が高く圧延負荷が増大し圧延機への負荷が過大となりすぎる。一方、加熱温度が1300℃を超えて高温になると、結晶粒が粗大して低温靭性が低下するうえ、スケール生成量が増大し、歩留りが低下する。このため、熱間圧延における加熱温度は1100〜1300℃とすることが好ましい。 The heating temperature of the steel material is not particularly limited as long as it can be rolled into a hot-rolled sheet, but it is preferably a temperature in the range of 1100 to 1300 ° C. When the heating temperature is less than 1100 ° C., the deformation resistance is high, the rolling load increases, and the load on the rolling mill becomes excessive. On the other hand, when the heating temperature is higher than 1300 ° C., the crystal grains are coarsened and the low-temperature toughness is reduced, the amount of scale generation is increased, and the yield is lowered. For this reason, it is preferable that the heating temperature in hot rolling shall be 1100-1300 degreeC.
加熱された鋼素材についで、粗圧延を施し、シートバーとする。粗圧延の条件は、所望の寸法形状のシートバーが得られればよく、その条件はとくに限定されない。なお、所望の低温靭性を確保するという観点からは、粗圧延の圧延終了温度は1050℃以下とすることが好ましい。なお、粗圧延に際しては、黒皮厚さ調整のために必要に応じて粗圧延機用スケールブレーカーRSBを使用してもよいことは言うまでもない。 The heated steel material is then subjected to rough rolling to form a sheet bar. The rough rolling conditions are not particularly limited as long as a sheet bar having a desired size and shape can be obtained. From the viewpoint of securing desired low temperature toughness, the rolling end temperature of rough rolling is preferably 1050 ° C. or lower. Needless to say, in rough rolling, a scale breaker RSB for a rough rolling mill may be used as necessary to adjust the thickness of the black skin.
得られたシートバーに、さらに仕上圧延を施す。なお、仕上圧延前のシートバーに加速冷却を施すか、あついはテーブル上でオシレーションなどを行って仕上圧延開始温度を調整することが好ましい。これにより、仕上圧延ミル内での、高靭性化に有効な温度域での圧下率を大きくすることができる。
仕上圧延では、高靭性化の観点から、有効圧下率を20％以上とすることが好ましい。ここで、「有効圧下率」とは、950℃以下の温度域での全圧下量（％）をいう。なお、板厚全体で所望の高靭性化を達成するためには、鋼板の板厚中央位置における有効圧下率が20％以上を満足することが好ましい。なお、仕上圧延に際しては、黒皮厚さ調整のために必要に応じて仕上圧延機用スケールブレーカーFSBを使用してもよいことは言うまでもない。
The obtained sheet bar is further subjected to finish rolling. In addition, it is preferable to adjust the finish rolling start temperature by performing accelerated cooling on the sheet bar before finish rolling or by performing oscillation or the like on a table. Thereby, the reduction rate in the temperature range effective for high toughness in the finish rolling mill can be increased.
In finish rolling, it is preferable that the effective rolling reduction is 20% or more from the viewpoint of increasing toughness. Here, the “effective reduction ratio” refers to the total reduction amount (%) in the temperature range of 950 ° C. or lower. In order to achieve the desired high toughness in the entire plate thickness, it is preferable that the effective rolling reduction at the plate thickness center position of the steel plate satisfies 20% or more. Needless to say, in finish rolling, a scale breaker FSB for a finishing mill may be used as necessary for adjusting the thickness of the black skin.
熱間圧延（仕上圧延）終了後、熱延板には、ホットランテーブル上で加速冷却を施すことが好ましい。加速冷却の開始は、鋼板の板厚中央位置の温度が750℃以上であるうちに行うことが望ましい。鋼板の板厚中央位置の温度が750℃未満となると、高温変態フェライト（ポリゴナルフェライト）が形成され、γ→α変態時に排出されたＣにより、ポリゴナルフェライト周辺に第二相が形成される。このため、板厚中央位置で第二相の組織分率が高くなり、上記した所望の組織を形成できなくなる。 After the hot rolling (finish rolling), the hot-rolled sheet is preferably subjected to accelerated cooling on a hot run table. It is desirable to start the accelerated cooling while the temperature at the center position of the steel sheet is 750 ° C. or higher. When the temperature at the plate thickness center position of the steel sheet is less than 750 ° C., high-temperature transformation ferrite (polygonal ferrite) is formed, and a second phase is formed around the polygonal ferrite due to C discharged during the γ → α transformation. . For this reason, the structure fraction of the second phase becomes high at the plate thickness center position, and the above-described desired structure cannot be formed.
加速冷却は、鋼板表面から板厚方向に１mmの位置の平均冷却速度で、炭素当量Ｃeqが0.37％以下の組成の場合には10℃／ｓ以上、炭素当量Ｃeqが0.37％超の組成の場合には10〜200℃／ｓで、かつ鋼板の板厚中央位置の平均冷却速度で10℃／ｓ以上の冷却速度で、鋼板の板厚中央位置の温度でBFS以下の冷却停止温度まで行うことが好ましい。なお、平均冷却速度は750〜650℃の温度領域の平均とする。 Accelerated cooling is an average cooling rate at a position of 1 mm from the surface of the steel sheet in the thickness direction. When the carbon equivalent Ceq is 0.37% or less, the composition is 10 ° C / s or more, and the carbon equivalent Ceq is more than 0.37%. In the case of 10 to 200 ° C./s, the cooling rate is 10 ° C./s or more at the average cooling rate at the plate thickness center position of the steel plate, and the cooling stop temperature is below BFS at the temperature at the plate thickness center position of the steel plate. Is preferred. In addition, let an average cooling rate be the average of a temperature range of 750-650 degreeC.
なお、炭素当量Ｃeqは次（４）式
Ｃeq（％）＝Ｃ＋Mn／６＋（Cr＋Mo＋Ｖ）／５＋（Ni＋Cu）／15 ‥‥（４）
（ここで、Ｃ、Mn、Cr、Mo、Ｖ、Cu、Ni：各元素の含有量（質量％））
で定義される。なお、（４）式の計算に際しては、含有しない合金元素の場合には含有量を零として計算するものとする。
The carbon equivalent Ceq is expressed by the following formula (4): Ceq (%) = C + Mn / 6 + (Cr + Mo + V) / 5 + (Ni + Cu) / 15 (4)
(Here, C, Mn, Cr, Mo, V, Cu, Ni: content of each element (mass%))
Defined by In the calculation of equation (4), in the case of an alloy element that does not contain, the calculation is made assuming that the content is zero.
鋼板表面から板厚方向に１mmの位置の冷却速度が、10℃／ｓ未満では、高温変態フェライト（ポリゴナルフェライト）が形成されやすくなり、所望の組織を形成できなくなる。また、鋼板表面から板厚方向に１mmの位置の冷却速度は、炭素当量Ｃeqが0.37％超の組成の場合には、200℃／ｓ以下に限定する。この場合、鋼板表面から板厚方向に１mmの位置の冷却速度が200℃／ｓを超えると、炭素当量Ｃeqが高いため、表層の硬さが高くなりやすく、板厚中央位置の硬さとの差が大きくなり、局所的に強度が高くなりやすい。このため、炭素当量Ｃeqが0.37％超の組成の場合には、鋼板表面から板厚方向に１mmの位置の冷却速度を200℃／ｓ以下に限定した。なお、炭素当量Ｃeqが0.37％以下の組成の場合にはとくに冷却速度の上限を定める必要はない。鋼板表面から板厚方向に１mmの位置の冷却速度の調整は、ホットランテーブル上での冷却を調整することによって可能となる。 If the cooling rate at a position of 1 mm in the thickness direction from the steel sheet surface is less than 10 ° C./s, high-temperature transformation ferrite (polygonal ferrite) is likely to be formed, and a desired structure cannot be formed. Further, the cooling rate at a position of 1 mm in the thickness direction from the steel sheet surface is limited to 200 ° C./s or less when the carbon equivalent Ceq is a composition exceeding 0.37%. In this case, if the cooling rate at a position of 1 mm from the surface of the steel sheet in the thickness direction exceeds 200 ° C / s, the carbon equivalent Ceq is high, so the hardness of the surface layer tends to increase, and the difference from the hardness at the center position of the thickness. Tends to increase, and the strength tends to increase locally. For this reason, when the carbon equivalent Ceq is more than 0.37%, the cooling rate at a position of 1 mm in the thickness direction from the steel plate surface is limited to 200 ° C./s or less. In the case of a composition having a carbon equivalent Ceq of 0.37% or less, it is not necessary to set an upper limit for the cooling rate. The adjustment of the cooling rate at a position of 1 mm from the surface of the steel plate in the thickness direction can be performed by adjusting the cooling on the hot run table.
本発明では熱間圧延後の加速冷却を、上記した表層の冷却速度の限定に加えて、板厚中央位置の冷却速度が10℃／ｓ以上となる冷却とすることが好ましい。
板厚中央位置の冷却速度が10℃／ｓ未満では、高温変態フェライト（ポリゴナルフェライト）が形成されやすくなり、板厚中央位置で第二相の組織分率が高くなり、上記した所望の組織を形成できなくなる。このため、熱間圧延終了後の加速冷却は、鋼板の板厚中央位置の平均冷却速度で10℃／ｓ以上の冷却速度で行うことが好ましい。より好ましくは、20℃／ｓ以上である。なお、冷却速度の上限は、使用する冷却装置の能力に依存して決定されるが、反り等の鋼板形状の悪化を伴わない冷却速度であるマルテンサイト生成冷却速度より遅いことが好ましい。このような冷却速度は、フラットノズル、棒状ノズル、円管ノズル等を利用した水冷装置により達成できる。なお、本発明では、板厚中央位置の温度、冷却速度、巻取等は、伝熱計算等で算出したものを使用することとした。
In the present invention, the accelerated cooling after hot rolling is preferably cooling in which the cooling rate at the center position of the plate thickness is 10 ° C./s or more in addition to the limitation of the cooling rate of the surface layer described above.
If the cooling rate at the center position of the plate thickness is less than 10 ° C./s, high-temperature transformation ferrite (polygonal ferrite) is likely to be formed, and the second phase structure fraction becomes high at the center position of the plate thickness. Cannot be formed. For this reason, it is preferable to perform accelerated cooling after completion | finish of hot rolling with the cooling rate of 10 degrees C / s or more by the average cooling rate of the plate thickness center position of a steel plate. More preferably, it is 20 ° C./s or more. In addition, although the upper limit of a cooling rate is determined depending on the capability of the cooling device to be used, it is preferable that it is slower than the martensite production cooling rate which is a cooling rate without the deterioration of steel plate shapes, such as curvature. Such a cooling rate can be achieved by a water cooling device using a flat nozzle, a rod-like nozzle, a circular tube nozzle or the like. In the present invention, the temperature at the center of the plate thickness, the cooling rate, the winding, and the like are calculated by heat transfer calculation.
また、上記した加速冷却の冷却停止温度は、鋼板の板厚中央位置の温度で、BFS 以下の温度とすることが好ましい。なお、より好ましくは（BFS−20℃）以下である。BFS は、次（２）式
BFS（℃）＝770−300Ｃ−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni−1.5CR ‥‥（２）
（ここで、Ｃ、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni：各元素の含有量（質量％）、CR：鋼板の板厚中央位置の平均冷却速度（℃／ｓ））
で定義される。また、上記した冷却停止温度以下で、加速冷却を停止したのち、熱延板は板厚中央位置の温度で、BFS0以下の巻取温度でコイル状に巻き取られる。なお、より好ましくは（BFS0−20℃）以下である。BFS0は、次（３）式
BFS0（℃）＝770−300Ｃ−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni ‥‥（３）
（ここで、Ｃ、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni：各元素の含有量（質量％））
で定義される。
Further, the cooling stop temperature of the above-described accelerated cooling is preferably a temperature at the central position of the steel plate thickness, which is equal to or lower than BFS. In addition, More preferably, it is (BFS-20 degreeC) or less. BFS is the following equation (2)
BFS (℃) = 770−300C−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni−1.5CR (2)
(Here, C, Mn, Cr, Mo, Cu, Ni: content of each element (mass%), CR: average cooling rate at the center position of the plate thickness of the steel sheet (° C./s))
Defined by In addition, after accelerating cooling is stopped below the above-described cooling stop temperature, the hot-rolled sheet is wound in a coil shape at a coil thickness temperature equal to or less than BFS0 at the temperature at the center of the plate thickness. In addition, More preferably, it is (BFS0-20 degreeC) or less. BFS0 is the following formula (3)
BFS0 (℃) = 770−300C−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni (3)
(Here, C, Mn, Cr, Mo, Cu, Ni: content of each element (mass%))
Defined by
加速冷却の冷却停止温度をBFS 以下の温度とし、かつ巻取温度をBFS0以下の温度とすることにより、図２、図３に示すように、はじめてΔＤが２μm以下でかつΔＶが２％以下となり、板厚方向の組織の均一性が顕著となる。これにより、優れたＤＷＴＴ特性および優れたＣＴＯＤ特性を確保でき、低温靭性が顕著に向上した厚肉高張力熱延鋼板とすることができる。 By setting the cooling stop temperature for accelerated cooling to BFS or lower and the coiling temperature to BFS0 or lower, as shown in FIGS. 2 and 3, ΔD is 2 μm or less and ΔV is 2% or less for the first time. In addition, the uniformity of the structure in the thickness direction becomes remarkable. Thereby, the excellent DWTT characteristic and the outstanding CTOD characteristic can be ensured, and it can be set as the thick-walled high-tensile-strength hot-rolled steel plate which markedly improved low-temperature toughness.
なお、コイル状に巻き取られた熱延板は、コイル中央部（コイル長手方向中央部）での冷却速度で20〜60℃／hrで室温まで冷却することが好ましい。冷却速度が20℃／hr未満では、結晶粒の成長が進行するため、靭性が低下する場合がある。また、60℃／hrを超える冷却速度では、コイル中央部とコイル外周部や内周部との温度差が大きくなり、コイル形状の悪化を招きやすい。 In addition, it is preferable that the hot-rolled sheet wound up in a coil shape is cooled to room temperature at 20 to 60 ° C./hr at a cooling rate at the coil central part (coil longitudinal direction central part). If the cooling rate is less than 20 ° C./hr, the growth of crystal grains proceeds, so that the toughness may decrease. Further, at a cooling rate exceeding 60 ° C./hr, the temperature difference between the coil central portion and the coil outer peripheral portion or inner peripheral portion becomes large, and the coil shape tends to deteriorate.
以下、さらに実施例に基づいて本発明を詳細に説明する。 Hereinafter, the present invention will be described in detail based on examples.
表１に示す組成のスラブ（鋼素材）（肉厚：230mm）を用いて、表２に示す熱間圧延条件で熱間圧延を施し、熱間圧延終了後、表２に示す冷却条件で冷却し、表２に示す巻取温度でコイル状に巻取り、表２に示す板厚の熱延鋼板（鋼帯）とした。なお、これら熱延鋼板を素材として、冷間でのロール連続成形によりオープン管とし、該オープン管の端面同士を電縫溶接して、電縫鋼管（外径660mmφ）とした。 Using a slab (steel material) (thickness: 230 mm) having the composition shown in Table 1, hot rolling is performed under the hot rolling conditions shown in Table 2, and after completion of the hot rolling, cooling is performed under the cooling conditions shown in Table 2. And it wound up in coil shape at the coiling temperature shown in Table 2, and it was set as the hot-rolled steel plate (steel strip) of the board thickness shown in Table 2. Using these hot-rolled steel sheets as the raw material, open pipes were formed by continuous roll forming in the cold, and the end faces of the open pipes were electro-welded to form electric-welded steel pipes (outer diameter 660 mmφ).
得られた熱延鋼板から試験片を採取し、組織観察、硬さ試験、引張試験、衝撃試験、ＤＷＴＴ試験、ＣＴＯＤ試験を実施した。なお、ＤＷＴＴ試験、ＣＴＯＤ試験は電縫鋼管についても実施した。試験方法は次の通りとした。
（１）組織観察
得られた熱延鋼板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面を研磨、腐食し、光学顕微鏡（倍率：1000倍）または走査型電子顕微鏡（倍率：2000倍）で各２視野以上観察し、撮像して、画像解析装置を用いて、主相であるフェライト相の平均結晶粒径、および主相であるフェライト相以外の第二相の組織分率（体積％）を測定した。観察位置は、鋼板表面から板厚方向に１mmの位置、および板厚中央位置とした。なお、主相であるフェライト相の平均結晶粒径は、各フェライト粒の面積を測定し、該面積から円相当径を算出し、得られた各フェライト粒の円相当径を算術平均し、該位置における平均結晶粒径とした。
Test specimens were collected from the obtained hot-rolled steel sheet and subjected to structure observation, hardness test, tensile test, impact test, DWTT test, and CTOD test. The DWTT test and CTOD test were also conducted on ERW steel pipes. The test method was as follows.
(1) Microstructure observation A specimen for microstructural observation is collected from the obtained hot-rolled steel sheet, the cross section in the rolling direction is polished and corroded, and the optical microscope (magnification: 1000 times) or scanning electron microscope (magnification: 2000 times) is used. Observe at least two fields of view, take an image, and use an image analyzer to determine the average grain size of the ferrite phase as the main phase and the fraction of the second phase other than the ferrite phase as the main phase (volume%) Was measured. The observation position was a position of 1 mm in the thickness direction from the surface of the steel plate and a central position of the thickness. The average crystal grain size of the ferrite phase as the main phase is measured by measuring the area of each ferrite grain, calculating the equivalent circle diameter from the area, arithmetically averaging the equivalent circle diameter of each obtained ferrite grain, The average crystal grain size at the position was used.
（２）硬さ試験
得られた熱延鋼板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面について、ビッカース硬さ計（試験力：98Ｎ（荷重：10kgf））を用いて硬さHVを測定した。測定位置は、鋼板表面から板厚方向に１mmの位置および板厚中央位置とした。各位置での硬さ測定は３個所以上とした。得られた測定結果を算術平均して、各位置での硬さとした。得られた各位置での硬さから、鋼板表面から板厚方向に１mmの位置の硬さHV1mmと板厚中央位置の硬さHV1/2tとの差ΔＨＶ（＝HV1mm−HV1/2t）を算出した。
(2) Hardness test Specimens for structure observation were collected from the obtained hot-rolled steel sheet, and the hardness HV was measured using a Vickers hardness tester (test force: 98 N (load: 10 kgf)) for the cross section in the rolling direction. did. The measurement position was set to a position of 1 mm in the thickness direction from the steel sheet surface and a center position of the thickness. The hardness measurement at each position was set to three or more locations. The obtained measurement results were arithmetically averaged to obtain the hardness at each position. From the obtained hardness at each position, the difference ΔHV (= HV1mm-HV1 / 2t) between the hardness HV1mm at the position of 1mm from the surface of the steel sheet and the hardness HV1 / 2t at the center position of the thickness is calculated. did.
（３）引張試験
得られた熱延鋼板から、圧延方向に直交する方向（Ｃ方向）が長手方向となるように、板状の試験片（平行部幅：25mm、標点間距離：50mm）を採取し、ASTM E8M−04の規定に準拠して、室温で引張試験を実施し、引張強さTSを求めた。
（４）衝撃試験
得られた熱延鋼板の板厚中央位置から、圧延方向に直交する方向（Ｃ方向）が長手方向となるようにＶノッチ試験片を採取し、JIS Z 2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、試験温度：−80℃での吸収エネルギー（Ｊ）を求めた。なお、試験片は３本とし、得られた吸収エネルギー値の算術平均をもとめ、その鋼板の吸収エネルギー値vＥ−８０（Ｊ）とした。vＥ−８０が200Ｊ以上である場合を「靭性が良好である」と評価した。
(3) Tensile test From the obtained hot-rolled steel sheet, a plate-shaped test piece (parallel part width: 25 mm, distance between gauge points: 50 mm) so that the direction perpendicular to the rolling direction (C direction) is the longitudinal direction. Was taken and a tensile test was carried out at room temperature in accordance with ASTM E8M-04 to determine the tensile strength TS.
(4) Impact test V-notch test specimens were collected from the center of the thickness of the obtained hot-rolled steel sheet so that the direction perpendicular to the rolling direction (C direction) was the longitudinal direction, and conformed to JIS Z 2242. Then, a Charpy impact test was performed, and the absorbed energy (J) at a test temperature of −80 ° C. was obtained. The number of test pieces was three, and the arithmetic average of the obtained absorbed energy values was obtained to obtain the absorbed energy value vE- 80 (J) of the steel sheet. The case where vE- 80 was 200 J or more was evaluated as “good toughness”.
（５）ＤＷＴＴ試験
得られた熱延鋼板から、圧延方向に直交する方向（Ｃ方向）が長手方向となるようにＤＷＴＴ試験片（大きさ：板厚×幅３in.×長さ12in.）を採取し、ASTM E 436の規定に準拠して、ＤＷＴＴ試験を行い、延性破面率が85％となる最低温度（ＤＷＴＴ）を求めた。ＤＷＴＴが、−35℃以下の場合を「優れたＤＷＴＴ特性」を有すると評価した。
(5) DWTT test From the obtained hot-rolled steel sheet, a DWTT test piece (size: plate thickness x width 3 in. X length 12 in.) Was set so that the direction perpendicular to the rolling direction (C direction) was the longitudinal direction. The sample was collected and subjected to a DWTT test in accordance with ASTM E 436, and the lowest temperature (DWTT) at which the ductile fracture surface ratio was 85% was determined. The case where DWTT was −35 ° C. or less was evaluated as having “excellent DWTT characteristics”.
なお、ＤＷＴＴ試験は、電縫鋼管の母材部からも試験片の長手方向が管周方向となるように、ＤＷＴＴ試験片を採取し、鋼板と同様に試験した。
（６）ＣＴＯＤ試験
得られた熱延鋼板から、圧延方向に直交する方向（Ｃ方向）が長手方向となるようにCTOD試験片（大きさ：板厚×幅（２×板厚）×長さ（10×板厚））を採取し、ASTM E 1290の規定に準拠して、試験温度：−10℃でCTOD試験を行い、−10℃での限界開口変位量（CTOD値） を求めた。なお、試験荷重は、三点曲げ方式で負荷し、切欠部に変位計を取り付け、限界開口変位量CTOD値を求めた。CTOD値が0.30mm以上である場合を、「優れたＣＴＯＤ特性」を有すると評価した。
In the DWTT test, a DWTT test piece was sampled from the base material portion of the ERW steel pipe so that the longitudinal direction of the test piece became the pipe circumferential direction, and tested in the same manner as the steel plate.
(6) CTOD test From the obtained hot-rolled steel sheet, a CTOD specimen (size: plate thickness x width (2 x plate thickness) x length so that the direction perpendicular to the rolling direction (C direction) is the longitudinal direction. (10 × plate thickness)) was collected, and a CTOD test was conducted at a test temperature of −10 ° C. in accordance with the provisions of ASTM E 1290 to obtain a critical opening displacement (CTOD value) at −10 ° C. The test load was applied by a three-point bending method, a displacement meter was attached to the notch, and the critical opening displacement CTOD value was obtained. The case where the CTOD value was 0.30 mm or more was evaluated as having “excellent CTOD characteristics”.
なお、CTOD試験は、電縫鋼管からも、管軸方向に直交する方向が試験片の長手方向となるように、CTOD試験片を採取し、ノッチを母材部およびシーム部に導入して、鋼板と同様に試験した。
得られた結果を表３に示す。また、得られた電縫鋼管について真円度を測定した。
（７）真円度測定
得られた鋼管の管長手方向と直交する断面において、管外径を測定し、JIS B 0182に準拠して、次式を用いて管断面の真円度を測定した。
In addition, CTOD test is also taken from the ERW steel pipe, so that the direction orthogonal to the tube axis direction is the longitudinal direction of the test piece, CTOD test piece is taken, and the notch is introduced into the base metal part and the seam part, Tested in the same manner as the steel sheet.
The obtained results are shown in Table 3. In addition, the roundness of the obtained ERW steel pipe was measured.
(7) Roundness measurement In the cross section perpendicular to the pipe longitudinal direction of the obtained steel pipe, the pipe outer diameter was measured, and the roundness of the pipe cross section was measured using the following formula according to JIS B 0182. .
真円度（％）＝{（最大外径−最小外径）/（呼び径）}×100
なお、真円度が0.90％未満である場合を真円度良好（○）とした。
Roundness (%) = {(maximum outer diameter-minimum outer diameter) / (nominal diameter)} x 100
In addition, when the roundness was less than 0.90%, the roundness was good (◯).
本発明例はいずれも、板厚方向において適正な組織と適正な硬さ差を有し、TS：521MPa以上の高強度と、vＥ−８０が200Ｊ以上、CTOD値が0.30mm以上、−35℃以下のＤＷＴＴと、優れた低温靭性とを有する熱延鋼板となり、とくに優れたＣＴＯＤ特性、優れたＤＷＴＴ特性を有している。さらに、本発明例の熱延鋼板を使用した電縫鋼管も、母材部、シーム部ともに、0.30mm以上のCTOD値、−20℃以下のＤＷＴＴを有し、優れた低温靭性を有する鋼管となっている。また、本発明例の熱延鋼板を使用した電縫鋼管はいずれも真円度が0.90％未満で良好であった。 Each of the examples of the present invention has an appropriate structure and an appropriate hardness difference in the thickness direction, TS: high strength of 521 MPa or more, vE- 80 of 200 J or more, CTOD value of 0.30 mm or more, −35 ° C. It becomes a hot-rolled steel sheet having the following DWTT and excellent low-temperature toughness, and has particularly excellent CTOD characteristics and excellent DWTT characteristics. Furthermore, the ERW steel pipe using the hot-rolled steel sheet of the present invention also has a CTOD value of 0.30 mm or more and a DWTT of −20 ° C. or less for both the base metal part and the seam part, and a steel pipe having excellent low temperature toughness. It has become. Also, all of the ERW steel pipes using the hot-rolled steel sheets of the examples of the present invention had good roundness of less than 0.90%.
一方、本発明の範囲を外れる比較例は、vＥ−８０が200Ｊ未満であるか、CTOD値が0.30mm未満であるか、−35℃超えのＤＷＴＴであるか、ΔＨＶが50ポイントを超えるかして、真円度が0.90％以上と低下している。熱間圧延終了後の加速冷却の冷却速度が本発明の範囲を低く外れる比較例（鋼板No.３）は、第二相の組織分率の差ΔＶが２％を超え、低温靭性が低下している。また、加速冷却の冷却停止温度が本発明の範囲を高く外れた比較例（鋼板No.15）では、ΔＤが２μmを超えて、低温靭性が低下している。加速冷却の冷却停止温度が本発明の範囲を高く外れ、巻取温度が本発明の範囲を高く外れた比較例（鋼板No.６）では、ΔＤが２μmを超え、ΔＶが２％を超えて、低温靭性が低下している。また、組成が(1)式を満足しない組成の比較例（鋼板No.16）は、電縫鋼管シーム部のCTOD値が0.30mm未満となり、低温靭性が低下している。また、加速冷却の冷却速度がＣeｑとの関係で、表面から板厚方向に１ｍｍの位置で高く外れ、ΔＨＶが50ポイント超えと本発明の範囲を高く外れた比較例（鋼板No.11）では、真円度が0.90％と低下している。 On the other hand, the comparative examples out of the scope of the present invention are vE- 80 less than 200 J, CTOD value less than 0.30 mm, DWTT exceeding −35 ° C., or ΔHV exceeding 50 points. The roundness is reduced to 0.90% or more. In the comparative example (steel plate No. 3) in which the cooling rate of accelerated cooling after the end of hot rolling is outside the range of the present invention, the difference ΔV in the second phase structure fraction exceeds 2%, and the low temperature toughness decreases. ing. Moreover, in the comparative example (steel plate No. 15) in which the cooling stop temperature of accelerated cooling deviates from the range of the present invention, ΔD exceeds 2 μm and the low temperature toughness is lowered. In the comparative example (steel plate No. 6) in which the cooling stop temperature of accelerated cooling is out of the range of the present invention and the coiling temperature is out of the range of the present invention, ΔD exceeds 2 μm and ΔV exceeds 2%. , Low temperature toughness is reduced. Further, in the comparative example (steel plate No. 16) having a composition not satisfying the formula (1), the CTOD value of the seam portion of the ERW steel pipe is less than 0.30 mm, and the low temperature toughness is lowered. Further, in the comparative example (steel plate No. 11) in which the cooling rate of accelerated cooling deviates high at a position of 1 mm from the surface in the plate thickness direction and ΔHV exceeds 50 points and deviates from the scope of the present invention. The roundness has dropped to 0.90%.
Claims (6)
Ｃ：0.02〜0.08％、 Si：0.01〜0.50％、
Mn：0.5〜1.8％、 Ｐ：0.025％以下、
Ｓ：0.005％以下、 Al：0.005〜0.10％、
Nb：0.01〜0.10％、 Ti：0.001〜0.05％
を含み、かつＣ、Ti、Nbを下記（１）式を満足するように含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、鋼板表面から板厚方向に１mmの位置における主相であるベイニティックフェライト相、あるいはベイナイト相およびそれらの混合相の平均結晶粒径と鋼板の板厚中央位置における主相であるベイニティックフェライト相、あるいはベイナイト相およびそれらの混合相の平均結晶粒径との差ΔＤが２μm以下で、かつ鋼板表面から板厚方向に１mmの位置における第二相の組織分率（体積％）と鋼板の板厚中央位置における第二相の組織分率（体積％）との差ΔＶが２％以下である組織を有し、ＤＷＴＴ試験で延性破面率が85％となる最低温度が−35℃以下であるＤＷＴＴ特性を有し、さらに鋼板表面から板厚方向に１mmの位置におけるビッカース硬さHV1mmと鋼板の板厚中央位置におけるビッカース硬さHV1/2tとの差ΔＨＶが、50ポイント以下であることを特徴とする低温靭性に優れた板厚11mm以上の厚肉高張力熱延鋼板。
記
（Ti＋（Nb/2））／Ｃ＜４ ‥‥（１）
ここで、Ti、Nb、Ｃ：各元素の含有量（質量％） % By mass
C: 0.02 to 0.08%, Si: 0.01 to 0.50%,
Mn: 0.5 to 1.8%, P: 0.025% or less,
S: 0.005% or less, Al: 0.005-0.10%,
Nb: 0.01-0.10%, Ti: 0.001-0.05%
And C, Ti, Nb so as to satisfy the following formula (1), the composition consisting of the balance Fe and inevitable impurities, and the baini which is the main phase at a position of 1 mm from the steel sheet surface in the thickness direction tick ferrite phase or bainite phase and their mixed phase average grain size and the plate thickness center is the main phase at the position bainitic ferrite phase of the steel sheet, or a bainite phase and their mixed phase average crystal grain size and the The difference ΔD is 2 μm or less and the structure fraction (volume%) of the second phase at a position 1 mm from the steel sheet surface in the sheet thickness direction and the structure fraction (volume%) of the second phase at the sheet thickness center position of the steel sheet Has a structure in which the difference ΔV is 2% or less, has a DWTT characteristic in which the minimum temperature at which the ductile fracture surface ratio is 85% in the DWTT test is −35 ° C. or less, and further 1 mm in the thickness direction from the steel sheet surface Bicca in position Scan difference ΔHV between Vickers hardness HV1 / 2t at the plate thickness center of the hardness HV1mm and steel sheet, thickness 11mm or more thick high-strength hot rolled superior in low temperature toughness characterized in that more than 50 points steel sheet.
Record
(Ti + (Nb / 2)) / C <4 (1)
Here, Ti, Nb, C: Content of each element (mass%)
Ｃ：0.02〜0.08％、 Si：0.01〜0.50％、
Mn：0.5〜1.8％、 Ｐ：0.025％以下、
Ｓ：0.005％以下、 Al：0.005〜0.10％、
Nb：0.01〜0.10％、 Ti：0.001〜0.05％
を含み、かつＣ、Ti、Nbを下記（１）式を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材を加熱し、粗圧延と仕上圧延とからなる熱間圧延を施して熱延鋼板とするにあたり、
前記仕上圧延における950℃以下の温度域での全圧下量を20％以上とし、前記熱間圧延終了後に、
鋼板表面から板厚方向に１mmの位置の平均冷却速度で、前記組成で下記（４）式で定義される炭素当量Ｃeqが0.37％以下の場合には10℃／ｓ以上、前記炭素当量Ｃeqが0.37％超の場合には10〜200℃／ｓで、かつ鋼板の板厚中央位置の平均冷却速度で10℃／ｓ以上、となる冷却を、
鋼板の板厚中央位置の温度で、下記（２）式で定義されるBFS以下の冷却停止温度まで行う加速冷却を施し、
ついで鋼板の板厚中央位置の温度で、下記（３）式で定義されるBFS0以下445℃以上の巻取温度で巻き取ることにより、請求項１に記載の組織およびＤＷＴＴ特性を有し、さらに鋼板表面から板厚方向に１mmの位置におけるビッカース硬さHV1mmと鋼板の板厚中央位置におけるビッカース硬さHV1/2tとの差ΔＨＶが、50ポイント以下である熱延鋼板とすることを特徴とする低温靭性に優れた板厚11mm以上の厚肉高張力熱延鋼板の製造方法。
記
（Ti＋（Nb/2））／Ｃ＜４ ‥‥（１）
BFS（℃）＝770−300Ｃ−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni−1.5CR ‥‥（２）
BFS0（℃）＝770−300Ｃ−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni ‥‥（３）
Ｃeq（％）＝Ｃ＋Mn／６＋（Cr＋Mo＋Ｖ）／５＋（Ni＋Cu）／15 ‥‥（４）
ここで、Ｃ、Ti、Nb、Mn、Cr、Mo、Ｖ、Cu、Ni：各元素の含有量（質量％）
CR：鋼板の板厚中央位置の平均冷却速度（℃／ｓ） % By mass
C: 0.02 to 0.08%, Si: 0.01 to 0.50%,
Mn: 0.5 to 1.8%, P: 0.025% or less,
S: 0.005% or less, Al: 0.005-0.10%,
Nb: 0.01-0.10%, Ti: 0.001-0.05%
And containing C, Ti, Nb so as to satisfy the following formula (1), heating a steel material having a composition composed of the balance Fe and inevitable impurities, and performing hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling To make a hot-rolled steel sheet,
The total reduction amount in the temperature range of 950 ° C. or less in the finish rolling is 20% or more, and after the hot rolling is finished,
When the carbon equivalent Ceq defined by the following formula (4) is 0.37% or less at an average cooling rate of 1 mm from the steel sheet surface in the thickness direction, the carbon equivalent Ceq is 10 ° C./s or more. In the case of more than 0.37%, the cooling is 10 to 200 ° C./s and the average cooling rate at the center position of the steel sheet is 10 ° C./s or more.
Accelerated cooling is performed to the cooling stop temperature below the BFS defined by the following formula (2) at the temperature at the center of the plate thickness of the steel plate.
Next, the steel sheet has the structure and DWTT characteristics according to claim 1 by winding at a coiling temperature of 445 ° C. or higher , BFS 0 or lower as defined by the following formula (3) at the temperature at the center of the thickness of the steel sheet: The difference is that the difference ΔHV between the Vickers hardness HV1mm at the position of 1mm from the surface of the steel plate and the Vickers hardness HV1 / 2t at the center of the plate thickness is 50 points or less. A method for producing thick, high-tensile hot-rolled steel sheets with a thickness of 11mm or more that have excellent low-temperature toughness.
Record
(Ti + (Nb / 2)) / C <4 (1)
BFS (℃) = 770−300C−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni−1.5CR (2)
BFS0 (℃) = 770−300C−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni (3)
Ceq (%) = C + Mn / 6 + (Cr + Mo + V) / 5 + (Ni + Cu) / 15 (4)
Here, C, Ti, Nb, Mn, Cr, Mo, V, Cu, Ni: Content of each element (mass%)
CR: Average cooling rate at the center position of the steel sheet thickness (° C / s)
6. The method for producing a thick high-tensile hot-rolled steel sheet according to claim 4, wherein the composition further contains Ca: 0.0005 to 0.005% by mass% in addition to the composition.
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