JP5742750B2 - Thick steel plate and manufacturing method thereof - Google Patents
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Description
本発明は、厚鋼板およびその製造方法に関する。 The present invention relates to a thick steel plate and a method for manufacturing the same.
建築構造物用鋼板、タンク用鋼板などには、靱性に優れ、低降伏比の厚鋼板が求められる。また、このような鋼板を能率良く製造する方法も求められている。 Steel plates for building structures, steel plates for tanks and the like are required to be thick steel plates having excellent toughness and a low yield ratio. There is also a need for a method for efficiently producing such a steel sheet.
例えば、特許文献１には、低降伏比高強度高靭性鋼板に関する技術が開示されている。特許文献１で開示された技術によれば、建築、橋梁等の各種構造物に最適な引張強度が４９０Ｎ／ｍｍ２以上で、降伏比が７０％以下と低い高靭性鋼材を、合金元素を多量に用いることなく、効率よく製造することができるとされている。また、特許文献２には、溶接熱影響部の低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼板に関する技術が開示されている。特許文献２で開示された技術によれば、大入熱で溶接を行った場合にもＨＡＺの低温靭性に優れると共に、母材（鋼板）の靭性にも優れた低降伏比高張力鋼板が得られるとされている。 For example, Patent Document 1 discloses a technique related to a low yield ratio, high strength, high toughness steel sheet. According to the technique disclosed in Patent Document 1, a high toughness steel material having an optimum tensile strength of 490 N / mm 2 or more and a yield ratio of 70% or less, which is optimal for various structures such as buildings and bridges, and a large amount of alloy elements. It is said that it can be manufactured efficiently without using it. Patent Document 2 discloses a technique related to a low-yield-ratio high-tensile steel plate that is excellent in low-temperature toughness of the weld heat-affected zone. According to the technique disclosed in Patent Document 2, a low-yield ratio high-tensile steel sheet having excellent HAZ low-temperature toughness and excellent base metal (steel) toughness even when welding is performed with high heat input. It is supposed to be done.
特許文献１および特許文献２で開示された技術を用いても、板厚方向のいずれの位置においても良好な性能を有する鋼板を得ることが難しい。特に、これらの技術では、冷却速度が大きいために鋼板表層の硬度が高くなり、延性および靱性が不足する可能性がある。 Even if the techniques disclosed in Patent Document 1 and Patent Document 2 are used, it is difficult to obtain a steel plate having good performance at any position in the thickness direction. In particular, in these techniques, since the cooling rate is high, the hardness of the steel sheet surface layer becomes high, and ductility and toughness may be insufficient.
本発明は、このような従来技術の問題を解決するため、板厚方向のいずれの位置においても良好な性能を有する、靱性に優れた低降伏比厚鋼板およびその厚鋼板を高能率に得ることができる製造方法を提供することを目的とする。 In order to solve such a problem of the prior art, the present invention obtains a low yield specific thickness steel plate having excellent performance at any position in the plate thickness direction and excellent in toughness and its steel plate with high efficiency. An object of the present invention is to provide a production method capable of achieving the above.
本発明者らは、上記の目的を達成するべく、鋭意研究を重ねて下記の知見を得た。 In order to achieve the above-mentioned object, the present inventors have made extensive studies and obtained the following knowledge.
（ａ）低降伏比厚鋼板を得るためには、そのミクロ組織を軟質組織（フェライト）と硬質組織（パーライト、ベイナイト、マルテンサイトなど）とからなる複合組織に制御することが有効である。 (A) In order to obtain a low yield specific thickness steel plate, it is effective to control the microstructure to a composite structure composed of a soft structure (ferrite) and a hard structure (pearlite, bainite, martensite, etc.).
（ｂ）厚鋼板の降伏比を充分に低下させるためには、フェライト組織において最大切片が一定値以上であるフェライト粒を含有させることが有効である。 (B) In order to sufficiently reduce the yield ratio of the thick steel plate, it is effective to contain ferrite grains having a maximum intercept of a certain value or more in the ferrite structure.
（ｃ）厚鋼板全体が大きな荷重を受けた場合に鋼板の破壊が表面から板厚中心に向かって進むことを防止するためには、板厚方向１／８位置における平均フェライト粒径をある値以下にして靱性を高めることが有効である。 (C) In order to prevent the destruction of the steel sheet from proceeding from the surface toward the center of the thickness when the entire thick steel plate is subjected to a large load, the average ferrite grain size at 1/8 position in the thickness direction is a certain value. It is effective to increase the toughness as follows.
（ｄ）良好な靱性と低降伏比を安定して得るために、表層１ｍｍ位置と板厚方向１／２位置のビッカース硬度差を小さくすることが有効である。 (D) In order to stably obtain good toughness and a low yield ratio, it is effective to reduce the Vickers hardness difference between the 1 mm position of the surface layer and the 1/2 position in the plate thickness direction.
（ｅ）上記のような厚鋼板は、圧延終了後から強水冷開始までの間に弱水冷を行うことにより効率的に製造することが可能である。 (E) The above thick steel plate can be efficiently manufactured by performing weak water cooling after the end of rolling until the start of strong water cooling.
本発明は、下記（１）〜（３）に示す厚鋼板ならびに下記（４）および（５）に示す厚鋼板の製造方法を要旨とする。 The gist of the present invention is a thick steel plate shown in the following (1) to (3) and a method of manufacturing the thick steel plate shown in the following (4) and (5).
（１）質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１８％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０４％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．１％およびＮ：０．００１〜０．０１％と、Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｗ：１．０％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１％以下およびＢ：０．０１％以下から選択される１種以上とを含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物としてのＰ、ＳおよびＯが、それぞれＰ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下およびＯ：０．００５％以下であり、板厚方向１／２位置および１／４位置におけるフェライト組織の面積率が１０．０％以上であり、板厚が４０ｍｍ超であり、最大切片が２０μｍ以上であるフェライト粒を含有し、板厚方向１／８位置における平均フェライト粒径が１５μｍ以下であり、かつ表層１ｍｍ位置と板厚方向１／２位置のビッカース硬度差が６０以下である厚鋼板。 (1) By mass%, C: 0.04 to 0.18%, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 0.5 to 2.0%, Ti: 0.001 to 0.04% , Sol. Al: 0.001 to 0.1% and N: 0.001 to 0.01%, Cu: 2.0% or less, Ni: 2.0% or less, Cr: 1.0% or less, Mo: 1 0.0% or less, W: 1.0% or less, V: 0.2% or less, Nb: 0.1% or less, and B: one or more selected from 0.01% or less, the balance being It consists of Fe and impurities, and P, S, and O as impurities are P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, and O: 0.005% or less, respectively, and 1/2 position in the plate thickness direction And ferrite grains having a ferrite structure area ratio of 10.0% or more at a 1/4 position, a plate thickness of more than 40 mm, and a maximum intercept of 20 μm or more, and an average at a 1/8 position in the plate thickness direction. The ferrite grain size is 15 μm or less, and the surface layer 1 mm position and the thickness direction 1/2 position A steel plate with a Kerr hardness difference of 60 or less.
（２）さらに、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．０１％以下およびＺｒ：０．１％以下から選択される１種以上を含有する上記（１）の厚鋼板。 (2) Further, by mass%, it contains at least one selected from Ca: 0.01% or less, REM: 0.02% or less, Mg: 0.01% or less, and Zr: 0.1% or less. The thick steel plate of (1) above.
（３）さらに、質量％で、Ｓｎ：０．５％以下を含有する上記（３）の厚鋼板。 (3) The thick steel plate according to (3), further containing Sn: 0.5% or less by mass%.
（４）上記（１）〜（３）のいずれかに記載の化学組成を有する鋼を９００℃〜１２５０℃に加熱し、その鋼に終了温度が７００℃以上８５０℃未満である熱間圧延を行って得た、板厚が４０ｍｍ超の鋼板に、弱水冷を行い、続いて強水冷を行う厚鋼板の製造方法であって、前記弱水冷が、前記熱間圧延終了後から前記強水冷開始までの平均冷却速度が、放冷超〜２℃／ｓ未満であり、２０秒以上の冷却を行う工程であり、前記強水冷が、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、６００℃以上から５５０℃以下まで冷却を行う工程である厚鋼板の製造方法。 (4) The steel having the chemical composition according to any one of (1) to (3) is heated to 900 ° C. to 1250 ° C., and the steel is subjected to hot rolling whose finishing temperature is 700 ° C. or more and less than 850 ° C. A method for producing a thick steel sheet obtained by performing weak water cooling on a steel sheet having a thickness of more than 40 mm , followed by strong water cooling, wherein the weak water cooling is started after the hot rolling is completed. the average cooling rate until, cooled less than super ~ 2 ° C. / s, a step for cooling more than 20 seconds, the strong water cooling, at 3 ° C. / s or more average cooling rate from 600 ° C. or higher A method for producing a thick steel plate, which is a step of cooling to 550 ° C. or lower.
（５）熱間圧延装置の上流または下流に、デスケーリング装置および鋼板水冷装置を設置した製造装置を用いて、上記（４）の方法により厚鋼板を製造するに際し、デスケーリング装置および鋼板水冷装置の両方を用いて弱水冷を行う厚鋼板の製造方法。 (5) When manufacturing a thick steel plate by the method of (4) above using a manufacturing apparatus in which a descaling apparatus and a steel sheet water cooling apparatus are installed upstream or downstream of the hot rolling apparatus , the descaling apparatus and the steel sheet water cooling apparatus A method for producing a thick steel plate that performs weak water cooling using both.
本発明の厚鋼板は、引張強度の主たるレンジが４９０〜７４０ＭＰａ、降伏比が８０％以下、シャルピー吸収エネルギーが０℃で１５０Ｊ以上、板厚が主に２０−１００ｍｍであり、特に板厚方向のいずれの位置においても良好な性能を有する。また、本発明の厚鋼板の製造方法によれば、板厚が大きくなっても、十分な冷却速度を維持できるので、比較的効率良く、上記の厚鋼板を製造することが可能である。本発明の厚鋼板の製造方法は、特に４０ｍｍを超える板厚において製造能率の改善効果が大きい。 The steel plate of the present invention has a main range of tensile strength of 490 to 740 MPa, a yield ratio of 80% or less, a Charpy absorbed energy of 150 J or more at 0 ° C., and a plate thickness of mainly 20-100 mm, particularly in the plate thickness direction. It has good performance at any position. In addition, according to the method for producing a thick steel plate of the present invention, a sufficient cooling rate can be maintained even when the plate thickness is increased, and therefore the above-described thick steel plate can be produced relatively efficiently. The method for producing a thick steel plate of the present invention has a great effect of improving the production efficiency, particularly at a plate thickness exceeding 40 mm.
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、化学組成における各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。 Hereinafter, each requirement of the present invention will be described in detail. In addition, “%” of the content of each element in the chemical composition means “mass%”.
（１）厚鋼板の化学組成について
Ｃ：０．０４〜０．１８％
Ｃは、鋼の強度を高めるために必要な元素である。この効果を得るために、Ｃ含有量は０．０４％以上とする。しかし、Ｃの含有量が０．１８％を超えると、靱性の低下および溶接割れが起こり易い。よって、Ｃ含有量は０．０４〜０．１８％とする。好ましい下限は０．０６％である。また、好ましい上限は０．１５％である。
(1) Chemical composition of thick steel plate C: 0.04 to 0.18%
C is an element necessary for increasing the strength of steel. In order to obtain this effect, the C content is 0.04% or more. However, if the C content exceeds 0.18%, the toughness is lowered and weld cracks are likely to occur. Therefore, the C content is 0.04 to 0.18%. A preferred lower limit is 0.06%. Moreover, a preferable upper limit is 0.15%.
Ｓｉ：０．０１〜１．０％
Ｓｉは、脱酸作用を有する元素であり、また強度を高める作用もある。この効果を得るために、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。しかし、Ｓｉの含有量が１．０％を超えると、母材および溶接熱影響部の靱性が著しく悪化する。よって、Ｓｉ含有量は０．０１〜１．０％とする。好ましい下限は０．０５％であり、より好ましい下限は０．１％である。また、好ましい上限は０．６％であり、より好ましい上限は０．４％である。
Si: 0.01 to 1.0%
Si is an element having a deoxidizing action and also has an action of increasing strength. In order to obtain this effect, the Si content is 0.01% or more. However, if the Si content exceeds 1.0%, the toughness of the base metal and the weld heat affected zone is significantly deteriorated. Therefore, the Si content is set to 0.01 to 1.0%. A preferred lower limit is 0.05%, and a more preferred lower limit is 0.1%. Moreover, a preferable upper limit is 0.6% and a more preferable upper limit is 0.4%.
Ｍｎ：０．５〜２．０％
Ｍｎは、鋼の強度を高める作用を有する。この効果を得るために、Ｍｎ含有量は０．５％以上とする。しかし、その含有量が２．０％を超えると溶接割れが起こりやすくなる。このため、Ｍｎの含有量は０．５〜２．０％とする。好ましい下限は１．０％であり、より好ましい下限は１．２％である。また、好ましい上限は１．６％である。
Mn: 0.5 to 2.0%
Mn has the effect | action which raises the intensity | strength of steel. In order to obtain this effect, the Mn content is 0.5% or more. However, if the content exceeds 2.0%, weld cracks are likely to occur. For this reason, content of Mn shall be 0.5 to 2.0%. A preferred lower limit is 1.0%, and a more preferred lower limit is 1.2%. Moreover, a preferable upper limit is 1.6%.
Ｔｉ：０．００１〜０．０４％
Ｔｉは、Ｎとともに析出物を形成し、高温におけるオーステナイト粒の粗大化を抑制して、靱性を良好にするのに有効な元素である。この効果を得るために、Ｔｉ含有量は０．００１％以上とする。しかし、その含有量が０．０４％を超えると、母材と溶接熱影響部の靱性低下が顕著となる。よって、Ｔｉ含有量は０．００１〜０．０４％とする。好ましい下限は０．００５％である。また好ましい上限は０．０２％である。
Ti: 0.001 to 0.04%
Ti is an element that forms precipitates with N, suppresses the coarsening of austenite grains at high temperatures, and improves toughness. In order to obtain this effect, the Ti content is set to 0.001% or more. However, when the content exceeds 0.04%, the toughness of the base material and the weld heat affected zone is significantly reduced. Therefore, the Ti content is set to 0.001 to 0.04%. A preferred lower limit is 0.005%. A preferred upper limit is 0.02%.
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．１％
Ａｌは、脱酸作用を有する元素である。この効果を得るために、ｓｏｌ．Ａｌ（「酸可溶Ａｌ」）として０．００１％以上含有させる。しかし、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．１％を超えると、溶接熱影響部の靱性が悪化する場合がある。よって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１〜０．１％とする。好ましい下限は０．００３％である。好ましい上限は０．０７％であり、より好ましい上限は０．０５％である。
sol. Al: 0.001 to 0.1%
Al is an element having a deoxidizing action. In order to obtain this effect, sol. Al (“acid-soluble Al”) is contained in an amount of 0.001% or more. However, sol. If the Al content exceeds 0.1%, the toughness of the weld heat affected zone may deteriorate. Therefore, sol. The Al content is 0.001 to 0.1%. A preferred lower limit is 0.003%. A preferable upper limit is 0.07%, and a more preferable upper limit is 0.05%.
Ｎ：０．００１〜０．０１％
Ｎは、Ｔｉと析出物を形成し、溶接熱影響部の靱性を改善するのに有効な元素である。この効果を得るために、Ｎ含有量は０．００１％以上とする。しかし、その含有量が０．０１％を超えると、母材と溶接熱影響部の靱性低下が顕著となる。よって、Ｎ含有量は０．００１〜０．０１％とする。好ましい下限は０．００２％である。また、好ましい上限は０．００８％である。
N: 0.001 to 0.01%
N is an element that forms precipitates with Ti and is effective in improving the toughness of the weld heat affected zone. In order to obtain this effect, the N content is set to 0.001% or more. However, if the content exceeds 0.01%, the toughness of the base metal and the weld heat affected zone is significantly reduced. Therefore, the N content is set to 0.001 to 0.01%. A preferred lower limit is 0.002%. The preferable upper limit is 0.008%.
本発明の鋼材は、上記の各元素に加えて、鋼材の強度を向上させるために、Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｗ：１．０％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１％以下およびＢ：０．０１％以下から選択される１種以上を含有する。 In order to improve the strength of the steel material in addition to the above elements, the steel material of the present invention is Cu: 2.0% or less, Ni: 2.0% or less, Cr: 1.0% or less, Mo: 1 0.0% or less, W: 1.0% or less, V: 0.2% or less, Nb: 0.1% or less, and B: 0.01% or less.
Ｃｕ：２．０％以下
Ｃｕは、鋼材の強度を向上させるのに有効な元素であるが、その含有量が２．０％を超えると、熱間圧延時の表面割れや溶接割れが起こり易くなる。よって、Ｃｕを含有させる場合には、その含有量は２．０％以下とする。また、好ましい上限は０．５０％である。上記の効果は０．１％以上の場合に顕著となる。
Cu: 2.0% or less Cu is an element effective for improving the strength of steel, but if its content exceeds 2.0%, surface cracks and weld cracks are likely to occur during hot rolling. Become. Therefore, when it contains Cu, the content shall be 2.0% or less. Moreover, a preferable upper limit is 0.50%. The above effect becomes significant when the content is 0.1% or more.
Ｎｉ：２．０％以下
Ｎｉは、鋼材の強度を向上させるのに有効な元素であるが、その含有量が２．０％を超えると鋼材の表面性状が悪化し易くなる。よって、Ｎｉを含有させる場合には、その含有量は２．０％以下とする。また、好ましい上限は１．０％であり、より好ましい上限は０．５％である。上記の効果は０．１％以上の場合に顕著となる。
Ni: 2.0% or less Ni is an element effective for improving the strength of a steel material. However, if its content exceeds 2.0%, the surface properties of the steel material tend to deteriorate. Therefore, when Ni is contained, the content is set to 2.0% or less. Moreover, a preferable upper limit is 1.0% and a more preferable upper limit is 0.5%. The above effect becomes significant when the content is 0.1% or more.
Ｃｒ：１．０％以下
Ｃｒは、鋼材の強度を向上させるのに有効な元素であるが、その含有量が１．０％を超えると、溶接割れが起こり易くなる。よって、Ｃｒを含有させる場合には、その含有量は１％以下とする。また、好ましい上限は０．５％である。上記の効果は０．１％以上の場合に顕著となる。
Cr: 1.0% or less Cr is an element effective for improving the strength of a steel material. However, if its content exceeds 1.0%, weld cracking easily occurs. Therefore, when Cr is contained, its content is 1% or less. Moreover, a preferable upper limit is 0.5%. The above effect becomes significant when the content is 0.1% or more.
Ｍｏ：１．０％以下
Ｍｏは、鋼材の強度を向上させるのに有効な元素であるが、そのＭｏ含有量が１．０％を超えると、溶接割れが起こり易くなる。よって、Ｍｏを含有させる場合には、その含有量は１．０％以下とする。また、好ましい上限は０．５％である。上記の効果は０．０５％以上の場合に顕著となる。
Mo: 1.0% or less Mo is an element effective for improving the strength of a steel material. However, if the Mo content exceeds 1.0%, weld cracking is likely to occur. Therefore, when it contains Mo, the content shall be 1.0% or less. Moreover, a preferable upper limit is 0.5%. The above effect becomes significant when the content is 0.05% or more.
Ｗ：１．０％以下
Ｗは、鋼材の強度を向上させるのに有効な元素であるが、その含有量が１．０％を超えると、溶接割れが起こり易くなる。よって、Ｗを含有させる場合には、その含有量は１．０％以下とする。また、好ましい上限は０．５％である。上記の効果は０．０５％以上の場合に顕著となる。
W: 1.0% or less W is an element effective for improving the strength of a steel material, but if its content exceeds 1.0%, weld cracking is likely to occur. Therefore, when it contains W, the content shall be 1.0% or less. Moreover, a preferable upper limit is 0.5%. The above effect becomes significant when the content is 0.05% or more.
Ｖ：０．２％以下
Ｖは、鋼材の強度を向上させるのに有効な元素であるが、その含有量が０．２％を超えると、低降伏比の確保が難しくなり、また溶接割れが起こり易くなる。よって、Ｖを含有させる場合には、その含有量は０．２％以下とする。また、好ましい上限は０．１％であり、より好ましい上限は０．０５％である。上記の効果は０．０１％以上の場合に顕著となる。
V: 0.2% or less V is an element effective for improving the strength of a steel material. However, if its content exceeds 0.2%, it is difficult to ensure a low yield ratio, and weld cracking occurs. It tends to happen. Therefore, when V is contained, the content is set to 0.2% or less. Moreover, a preferable upper limit is 0.1% and a more preferable upper limit is 0.05%. The above effect becomes significant when the content is 0.01% or more.
Ｎｂ：０．１％以下
Ｎｂは、鋼材の強度を向上させるのに有効な元素であるが、その含有量が０．１％を超えると、低降伏比の確保が難しくなり、また溶接割れが起こり易くなる。よって、Ｎｂを含有させる場合には、その含有量は０．１％以下とする。また、好ましい上限は０．０６％であり、より好ましい上限は０．０４％である。上記の効果は０．００５％以上の場合に顕著となる。
Nb: 0.1% or less Nb is an element effective for improving the strength of a steel material. However, if its content exceeds 0.1%, it is difficult to ensure a low yield ratio, and weld cracking occurs. It tends to happen. Therefore, when Nb is contained, the content is 0.1% or less. Moreover, a preferable upper limit is 0.06% and a more preferable upper limit is 0.04%. The above effect becomes significant when the content is 0.005% or more.
Ｂ：０．０１％以下
Ｂは、鋼材の強度を向上させるのに有効な元素である。また、Ｎと析出物を形成し、溶接熱影響部の靱性を改善する効果もあるが、その含有量が０．０１％を超えると、靱性の低下が起こり易くなる。よって、Ｂを含有させる場合には、その含有量は０．０１％以下とする。また、好ましい上限は０．００３％であり、より好ましい上限は０．００２％である。上記の効果は０．０００５％以上の場合に顕著となる。
B: 0.01% or less B is an element effective for improving the strength of a steel material. Moreover, although it has the effect of forming a precipitate with N and improving the toughness of the weld heat-affected zone, if its content exceeds 0.01%, the toughness is liable to decrease. Therefore, when it contains B, the content shall be 0.01% or less. Moreover, a preferable upper limit is 0.003% and a more preferable upper limit is 0.002%. The above effect becomes significant when the content is 0.0005% or more.
なお、上記Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、ＮｂおよびＢから選択される二種以上の元素を上記の範囲で含有させる場合、これらの元素の合計含有量が多いと溶接割れが起こり易くなる。したがって、これらの元素の合計含有量は、２．０％以下とすることが好ましく、１．０％以下とすることがより好ましい。また、これらの元素の合計量が少なすぎると十分な鋼材強度を確保できない。したがって、これらの元素の合計含有量は０．０１％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすることがより好ましい。 In addition, when two or more elements selected from the above Cu, Ni, Cr, Mo, W, V, Nb and B are contained in the above range, weld cracking occurs when the total content of these elements is large. It becomes easy. Therefore, the total content of these elements is preferably 2.0% or less, and more preferably 1.0% or less. Further, if the total amount of these elements is too small, sufficient steel material strength cannot be ensured. Therefore, the total content of these elements is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.05% or more.
本発明の厚鋼板は、上記の化学組成を有し、残部はＦｅおよび不純物からなる。不純物とは、厚鋼板を製造する際に、原料、設備、その他の要因により混入する成分を意味する。ただし、Ｐ、ＳおよびＯ（酸素）は、不純物としての含有量が高いと、靱性を顕著に悪化させる可能性がある。よって、これらの元素については、その含有量を下記の範囲に制限する必要がある。 The thick steel plate of the present invention has the above chemical composition, with the balance being Fe and impurities. An impurity means the component mixed by a raw material, equipment, and other factors when manufacturing a thick steel plate. However, if the content of P, S, and O (oxygen) as impurities is high, there is a possibility that the toughness is remarkably deteriorated. Therefore, it is necessary to limit the content of these elements to the following ranges.
Ｐ：０．０２％以下
Ｐは、靱性を悪化させる元素である。そのため、Ｐ含有量は０．０２％以下とする必要がある。好ましい上限は０．０１％である。
P: 0.02% or less P is an element that deteriorates toughness. Therefore, the P content needs to be 0.02% or less. A preferable upper limit is 0.01%.
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、靱性を悪化させる元素である。そのため、Ｓ含有量は０．０１％以下とする必要がある。好ましい上限は０．００５％であり、より好ましい上限は０．００３％である。
S: 0.01% or less S is an element that deteriorates toughness. Therefore, the S content needs to be 0.01% or less. A preferable upper limit is 0.005%, and a more preferable upper limit is 0.003%.
Ｏ：０．００５％以下
Ｏは、靱性を悪化させる元素である。そのため、Ｏ含有量は０．００５％以下とする必要がある。好ましい上限は０．００３％であり、より好ましい上限は０．００２％である。
O: 0.005% or less O is an element that deteriorates toughness. Therefore, the O content needs to be 0.005% or less. A preferable upper limit is 0.003%, and a more preferable upper limit is 0.002%.
本発明の厚鋼板の化学組成において、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．１％以下、Ｓｎ：０．５％以下、から選択される１種以上を含有させてもよい。 In the chemical composition of the thick steel plate of the present invention, Ca: 0.01% or less, REM: 0.02% or less, Mg: 0.01% or less, Zr: 0.1% or less, instead of a part of Fe, One or more selected from Sn: 0.5% or less may be contained.
Ｃａ：０．０１％以下
Ｃａは、硫化物（特にＭｎＳ）の形態を制御し、靱性を向上させるのに有効な元素である。ただし、含有量が過剰な場合、靱性に悪影響を及ぼすことがある。よって、Ｃａの含有量は０．０１％以下とする。また、好ましい上限は０．００５％である。上記の効果は０．０００５％以上の場合に顕著となる。
Ca: 0.01% or less Ca is an element effective in controlling the form of sulfide (particularly MnS) and improving toughness. However, if the content is excessive, the toughness may be adversely affected. Therefore, the Ca content is 0.01% or less. A preferred upper limit is 0.005%. The above effect becomes significant when the content is 0.0005% or more.
ＲＥＭ：０．０２％以下
ＲＥＭは、硫化物（特にＭｎＳ）の形態を制御し、靱性を向上させるのに有効な元素である。ただし、含有量が過剰な場合、靱性に悪影響を及ぼすことがある。よって、ＲＥＭの含有量は０．０２％以下とする。また、好ましい上限は０．０１％である。上記の効果は０．００１％以上の場合に顕著となる。なお、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、これらの元素から選択される１種以上を含有させることができる。ＲＥＭの含有量は上記元素の合計量を意味する。
REM: 0.02% or less REM is an element effective for controlling the form of sulfide (particularly MnS) and improving toughness. However, if the content is excessive, the toughness may be adversely affected. Therefore, the content of REM is set to 0.02% or less. A preferred upper limit is 0.01%. The above effect becomes significant when the content is 0.001% or more. Note that REM is a general term for a total of 17 elements of Sc, Y, and lanthanoid, and can contain one or more selected from these elements. The content of REM means the total amount of the above elements.
Ｍｇ：０．０１％以下
Ｍｇは、微細に分散した酸化物を形成し、溶接熱影響部のオーステナイト粒径の粗大化を抑制して靭性を向上させるのに有効な元素である。ただし、含有量が過剰な場合、靱性に悪影響を及ぼすことがある。このため、Ｍｇの含有量は０．０１％以下とする。また、好ましい上限は０．００５％である。上記の効果は０．０００５％以上の場合に顕著となる。
Mg: 0.01% or less Mg is an element effective for forming a finely dispersed oxide and suppressing the coarsening of the austenite grain size in the weld heat affected zone to improve toughness. However, if the content is excessive, the toughness may be adversely affected. For this reason, content of Mg shall be 0.01% or less. A preferred upper limit is 0.005%. The above effect becomes significant when the content is 0.0005% or more.
Ｚｒ：０．１％以下
Ｚｒは、微細に分散した窒化物または酸化物を形成し、溶接熱影響部のオーステナイト粒径の粗大化を抑制して靭性を向上させるのに有効な元素である。ただし、含有量が過剰な場合、靱性に悪影響を及ぼすことがある。このため、Ｚｒの含有量は０．１％以下とする。また、好ましい上限は０．０５％である。上記の効果は０．００５％以上の場合に顕著となる。
Zr: 0.1% or less Zr is an element that forms finely dispersed nitrides or oxides, and is effective in improving the toughness by suppressing coarsening of the austenite grain size in the weld heat affected zone. However, if the content is excessive, the toughness may be adversely affected. For this reason, the content of Zr is set to 0.1% or less. A preferred upper limit is 0.05%. The above effect becomes significant when the content is 0.005% or more.
Ｓｎ：０．５％以下
Ｓｎは、Ｓｎ２＋となって溶解し、腐食を抑制する作用を有する。これは、Ｓｎ２＋が腐食促進作用を有するＦｅ３＋を速やかに還元するからである。Ｓｎは、鋼のアノード溶解反応を抑制し耐食性を向上させる作用も有する。ただし、Ｓｎ含有量が０．５％を超えると、靱性に悪影響を及ぼすことがある。よって、Ｓｎを含有させる場合には、その含有量を０．５％以下とする。また、好ましい上限は０．３％である。上記の効果は０．０３％以上の場合に顕著となる。
Sn: 0.5% or less Sn has a function of suppressing corrosion by dissolving as Sn 2+ . This is because Sn 2+ rapidly reduces Fe 3+ having a corrosion promoting action. Sn also has an action of suppressing the anodic dissolution reaction of steel and improving the corrosion resistance. However, if the Sn content exceeds 0.5%, the toughness may be adversely affected. Therefore, when it contains Sn, the content shall be 0.5% or less. Moreover, a preferable upper limit is 0.3%. The above effect becomes significant when the content is 0.03% or more.
（２）厚鋼板の組織と硬度について
板厚方向１／２位置および１／４位置におけるフェライト組織の面積率：１０．０％以上
降伏比を低下させるには、ミクロ組織を軟質組織と硬質組織とからなる複合組織とし、軟質組織であるフェライト組織の面積率を１０．０％以上とすることが必要である。特に、板厚方向のいずれの位置においても良好な性能を有する低降伏比厚鋼板とするためには、板厚方向１／２位置および１／４位置におけるフェライト組織の面積率を１０．０％以上とすることが必要である。フェライト組織の面積率は、３０．０％以上とするのが好ましい。
(2) Structure and hardness of thick steel plate Area ratio of ferrite structure at 1/2 position and 1/4 position in the plate thickness direction: 10.0% or more In order to reduce the yield ratio, the microstructure is soft structure and hard structure. It is necessary to make the area ratio of the ferrite structure which is a soft structure 10.0% or more. In particular, in order to obtain a low yield specific thickness steel plate having good performance at any position in the plate thickness direction, the area ratio of the ferrite structure at the 1/2 position and 1/4 position in the plate thickness direction is 10.0%. This is necessary. The area ratio of the ferrite structure is preferably 30.0% or more.
上記のフェライト組織以外の組織については特に制限はない。例えば、ベイナイト組織、パーライト組織であればよい。ただし、島状マルテンサイトは鋼材の性能に悪影響を及ぼす危険性があるので、その面積率を５％未満とすることが好ましい。
なお、「板厚方向１／２位置」および「板厚方向１／４位置」とは、表面からｔ／２およびｔ／４（ただし、ｔは板厚）の位置、ならびに、それらの近傍位置を意味し、実際には０．４７〜０．５３ｔ、０．２２ｔ〜０．２８ｔの範囲で観察すればよい。
There is no particular limitation on the structure other than the above ferrite structure. For example, a bainite structure or a pearlite structure may be used. However, since island martensite has a risk of adversely affecting the performance of the steel material, the area ratio is preferably less than 5%.
In addition, “plate thickness direction 1/2 position” and “plate thickness direction 1/4 position” are the positions of t / 2 and t / 4 (where t is the plate thickness) from the surface, and their neighboring positions. In practice, the observation may be in the range of 0.47 to 0.53 t and 0.22 t to 0.28 t.
本発明の厚鋼板は、フェライト組織中において最大切片が２０μｍ以上であるフェライト粒を含むことが必要である。フェライト組織中において粒径にばらつきがある厚鋼板の場合、歪を加えると粗大なフェライト粒が存在する箇所にミクロ的な降伏現象が生じ易い。歪が小さい時点でこの箇所で降伏が起これば、降伏比は小さくなる。このため、降伏比を充分に低下させるためには、特に最大切片が２０μｍ以上の粗大なフェライト粒を鋼板内のいずれかの位置において、一つ以上含有していることが必要である。 The thick steel plate of the present invention needs to contain ferrite grains having a maximum section of 20 μm or more in the ferrite structure. In the case of a thick steel plate having a variation in grain size in the ferrite structure, when a strain is applied, a microscopic yield phenomenon is likely to occur at a location where coarse ferrite grains are present. If yielding occurs at this point when the strain is small, the yield ratio is small. For this reason, in order to sufficiently reduce the yield ratio, it is necessary to contain at least one coarse ferrite grain having a maximum intercept of 20 μm or more at any position in the steel sheet.
ここで、フェライト粒の切片は、鋼板断面のミクロ組織を画像処理して計測すればよい。通常フェライト粒の断面形状は球に近いものではなくいびつな形状を有する。この形を捉えて直線を引き、直線が最大となる切片を最大切片としてフェライト粒の最大切片とすればよい。 Here, the slice of the ferrite grains may be measured by image processing of the microstructure of the steel sheet cross section. Usually, the cross-sectional shape of the ferrite grains is not close to a sphere but has an irregular shape. By capturing this shape, a straight line is drawn, and the maximum intercept of the ferrite grains may be set as the maximum intercept.
板厚方向１／８位置における平均フェライト粒径：１５μｍ以下
厚鋼板全体が大きな荷重を受けた場合、鋼板の破壊は表面から板厚中心に向かって進む。この破壊の進行が板厚方向１／４位置まで進む場合には、当該鋼板を使用した建物全体として大きな損傷を受けることになる。これを防止し、表面から板厚中心の中間領域の靭性を高めるため、板厚方向１／８位置における平均フェライト粒径を１５μｍ以下とする。
Average ferrite grain size at 1/8 position in the sheet thickness direction: 15 μm or less When the entire thick steel sheet receives a large load, the destruction of the steel sheet proceeds from the surface toward the center of the sheet thickness. When the progress of the destruction proceeds to a position in the plate thickness direction 1/4, the entire building using the steel plate is seriously damaged. In order to prevent this and increase the toughness of the intermediate region from the surface to the center of the plate thickness, the average ferrite grain size at the 1/8 position in the plate thickness direction is set to 15 μm or less.
表層１ｍｍ位置と板厚方向１／２位置のビッカース硬度差：６０以下
厚さ方向位置におけるビッカース硬度のばらつきは、シャルピー特性および引張特性の板厚方向のばらつきに影響を及ぼすため、良好な靱性と低降伏比を安定して得るためには、表層と内部のビッカース硬度差を小さくすることが重要である。本発明では、特に、表層１ｍｍ位置のビッカース硬度と板厚方向１／２位置のビッカース硬度差に着目し、これらの位置での硬度差を６０以下とすることとした。好ましい硬度差は、３０以下である。
Vickers hardness difference between 1 mm position of the surface layer and 1/2 position in the plate thickness direction: 60 or less Variation in Vickers hardness at the position in the thickness direction affects variations in the plate thickness direction of Charpy characteristics and tensile characteristics. In order to obtain a low yield ratio stably, it is important to reduce the difference in Vickers hardness between the surface layer and the inside. In the present invention, the Vickers hardness difference at the surface layer 1 mm position and the Vickers hardness difference at the 1/2 position in the plate thickness direction are particularly focused, and the hardness difference at these positions is set to 60 or less. A preferable hardness difference is 30 or less.
（３）厚鋼板の製造方法について
本発明の厚鋼板は、上記の化学組成を有する鋼を熱間圧延し、その後に所定条件の冷却を行うことにより効率良く製造することができる。なお、以下の説明において、温度は、鋼片表面または鋼板表面の温度を意味する。表面温度は、圧延ロールなどとの接触、水冷の影響で一時的に大きく下がり、その後に復熱する場合には、復熱後の表面温度を意味する。
(3) About the manufacturing method of a thick steel plate The thick steel plate of this invention can be efficiently manufactured by hot-rolling the steel which has said chemical composition, and cooling on predetermined conditions after that. In addition, in the following description, temperature means the temperature of the steel piece surface or the steel plate surface. The surface temperature means a surface temperature after reheating when the temperature is temporarily greatly lowered due to the contact with a rolling roll or the like and the effect of water cooling and then reheated.
＜熱間圧延工程＞
本発明の厚鋼板を得るに際しては、まず、上記の化学組成を有する鋼を９００℃〜１２５０℃に加熱し、その鋼に終了温度が７００℃以上である熱間圧延を行うのがよい。
<Hot rolling process>
In obtaining the thick steel plate of the present invention, first, the steel having the above chemical composition is heated to 900 ° C. to 1250 ° C., and the steel is hot-rolled with an end temperature of 700 ° C. or higher.
圧延前の加熱温度は、熱間圧延を容易に行うため、９００℃以上とするのがよい。加熱温度の好ましい下限値は９５０℃とするのがよい。ただし、加熱温度が高すぎると、オーステナイト結晶粒が粗大化して靱性が悪化し易くなる。したがって、加熱温度の上限は１２５０℃とするのがよい。加熱温度の好ましい上限値は１２００℃である。 The heating temperature before rolling is preferably 900 ° C. or higher in order to facilitate hot rolling. A preferable lower limit of the heating temperature is preferably 950 ° C. However, if the heating temperature is too high, the austenite crystal grains become coarse and the toughness tends to deteriorate. Therefore, the upper limit of the heating temperature is preferably 1250 ° C. A preferable upper limit of the heating temperature is 1200 ° C.
加熱に引き続いて熱間圧延を行う。圧延終了温度が低すぎると、強度および靱性の確保が困難になる。このため、圧延終了温度を７００℃以上とするのがよい。圧延終了温度の好ましい下限は７５０℃である。 Following the heating, hot rolling is performed. If the rolling end temperature is too low, it is difficult to ensure strength and toughness. For this reason, the rolling end temperature is preferably 700 ° C. or higher. A preferred lower limit of the rolling end temperature is 750 ° C.
熱間圧延は９００℃以下の温度域における合計圧下率が５０％以上となる条件で行うことが好ましい。これにより、厚鋼板の組織を微細化して良好な靱性を確保することがより容易になる。ここで、「９００℃以下の温度域における合計圧下率」とは、｛（９００℃に達した時点の厚さ）−（圧延仕上厚さ）｝／（９００℃に達した時点の厚さ）×１００（％）を意味する。また、圧延終了温度が高すぎると、靱性の確保が困難になるため、圧延終了温度は、８５０℃未満とすることが望ましい。 The hot rolling is preferably performed under the condition that the total rolling reduction in a temperature range of 900 ° C. or less is 50% or more. Thereby, it becomes easier to refine the structure of the thick steel plate and ensure good toughness. Here, “the total rolling reduction in a temperature range of 900 ° C. or less” is {(thickness when reaching 900 ° C.) − (Rolling thickness)} / (thickness when reaching 900 ° C.) X100 (%) is meant. In addition, if the rolling end temperature is too high, it becomes difficult to ensure toughness. Therefore, the rolling end temperature is preferably less than 850 ° C.
＜冷却工程＞
熱間圧延によって得られた鋼板には、平均冷却速度が放冷超〜３℃／ｓ未満で２０秒以上の冷却を行う弱水冷と、平均冷却速度が３℃／ｓ以上である冷却を行う強水冷を施すのがよい。これは、圧延終了直後の弱冷却によって十分にフェライト組織を生成させて、鋼板の降伏比を充分に低下させるとともに、その後に続く強水冷によって優れた機械的強度を鋼板に付与するものである。
<Cooling process>
The steel sheet obtained by hot rolling is subjected to weak water cooling in which the average cooling rate is above supercooling to less than 3 ° C./s for 20 seconds or more and cooling in which the average cooling rate is 3 ° C./s or more. Strong water cooling should be applied. This is to generate a ferrite structure sufficiently by weak cooling immediately after the end of rolling to sufficiently lower the yield ratio of the steel sheet, and to impart excellent mechanical strength to the steel sheet by subsequent strong water cooling.
弱水冷の平均冷却速度：放冷超〜３℃／ｓ未満
弱水冷時間：２０秒以上
熱間圧延終了直後の冷却速度が小さすぎると、フェライト粒径が大きくなり過ぎたり、製造効率が低下したりするため、弱水冷の平均冷却速度（圧延終了後から強水冷開始までの平均冷却速度）は、放冷を超える速度で冷却するのがよい。一方、弱水冷における平均冷却速度が大きすぎると、フェライトが充分に生成せず、十分に低い降伏比が得られない。そのため、平均冷却速度は３℃／ｓ未満とする。弱水冷における平均冷却速度の望ましい上限値は２℃／ｓ未満である。弱水冷の平均冷却速度は、下記（１）式を満足する範囲とするのが好ましい。
平均冷却速度（℃／ｓ）≧１５／板厚（ｍｍ）・・・（１）
Average cooling rate of weak water cooling: Over cooling-less than 3 ° C / s Weak water cooling time: 20 seconds or more If the cooling rate immediately after the hot rolling is too small, the ferrite particle size becomes too large or the production efficiency decreases. Therefore, the average cooling rate of weak water cooling (the average cooling rate from the end of rolling to the start of strong water cooling) is preferably cooled at a rate exceeding the cooling. On the other hand, if the average cooling rate in the weak water cooling is too large, ferrite is not sufficiently generated, and a sufficiently low yield ratio cannot be obtained. Therefore, the average cooling rate is less than 3 ° C./s. A desirable upper limit of the average cooling rate in the weak water cooling is less than 2 ° C./s. The average cooling rate of the weak water cooling is preferably in the range satisfying the following formula (1).
Average cooling rate (° C./s)≧15/plate thickness (mm) (1)
ただし、放冷を超える速度で冷却しても、その時間が短すぎると、フェライトが充分に生成せず、十分に低い降伏比が得られない。このため、弱水冷は２０秒以上行うのがよい。 However, even if the cooling is performed at a rate exceeding the cooling rate, if the time is too short, ferrite is not sufficiently generated, and a sufficiently low yield ratio cannot be obtained. For this reason, it is good to perform weak water cooling for 20 seconds or more.
弱水冷を行うには、熱間圧延機近傍の水冷設備によって水冷を行えばよい。通常、圧延機の上流または下流には、通常、１０〜１５ＭＰａ程度の高圧水を噴射させてスケールを剥離させる、デスケーリング装置が設置されているので、これを弱水冷に用いることができる。 In order to perform weak water cooling, water cooling may be performed by water cooling equipment in the vicinity of the hot rolling mill. Usually, a descaling device is installed upstream or downstream of the rolling mill, in which high-pressure water of about 10 to 15 MPa is sprayed to separate the scale, and this can be used for weak water cooling.
しかし、デスケーリング装置の冷却能は低いため、圧延後の板厚が４０ｍｍを超える場合、および、熱間圧延終了温度と強水冷開始温度との差が１００℃以上の場合の一方または両方を満たす場合に、デスケーリング装置による冷却だけで弱水冷を行った場合には所定温度まで冷却するのに時間がかかる。よって、これらの場合には、デスケーリング装置とともに、鋼板水冷装置を用いるのがよい。これによって、製造時間の短縮が可能となり、より効率的な製造ができる。 However, since the cooling capacity of the descaling device is low, one or both of the case where the sheet thickness after rolling exceeds 40 mm and the difference between the hot rolling end temperature and the strong water cooling start temperature is 100 ° C. or more are satisfied. In this case, when weak water cooling is performed only by cooling by the descaling device, it takes time to cool to a predetermined temperature. Therefore, in these cases, it is preferable to use a steel plate water cooling device together with the descaling device. As a result, the manufacturing time can be shortened and more efficient manufacturing can be performed.
ここで、デスケーリング装置の流量を増大させることもできるが、高圧水を使用するデスケーリング装置の流量を増大させるには設備費および電力コストが高くなる。一方、鋼板水冷装置は、例えば、水圧が０．５〜１．５ＭＰａ程度とデスケーリング装置よりも低い一方で、総流量が１０００〜２５００ｍ３/ｈと、デスケーリング装置の総流量の３００〜４００ｍ３/ｈよりも多い。このため、鋼板水冷装置には、低水圧なので、ポンプなどの設備費、電力などのランニングコストが比較的安価であり、一方、総流量が多いので、冷却能が高いというメリットがある。 Here, although the flow rate of the descaling device can be increased, increasing the flow rate of the descaling device using high-pressure water increases the facility cost and the power cost. On the other hand, the steel sheet water cooling device has a total flow rate of 1000 to 2500 m 3 / h and a total flow rate of 300 to 400 m, for example, while the water pressure is about 0.5 to 1.5 MPa, which is lower than the descaling device. More than 3 / h. For this reason, since the steel sheet water cooling device has a low water pressure, the cost of equipment such as a pump and the running cost of electric power and the like are relatively low. On the other hand, since the total flow rate is large, there is an advantage that the cooling capacity is high.
強水冷の温度：６００℃以上から５５０℃以下まで
強水冷の開始温度が低すぎると、引張強度の確保が困難になるため、強水冷の開始温度を６００℃以上とするのがよい。強水冷の開始温度は６５０℃以上とすることがより望ましい。また、強水冷の終了温度が高すぎると、引張強度の確保が困難になるため、強水冷の終了温度を５５０℃以下とするのがよい。強水冷の終了温度は４５０℃以下とすることがより望ましい。強水冷は、室温まで行ってもよい。
Strong water cooling temperature: 600 ° C. or higher to 550 ° C. or lower If the strong water cooling start temperature is too low, it becomes difficult to ensure the tensile strength. Therefore, the strong water cooling start temperature is preferably 600 ° C. or higher. The starting temperature of the strong water cooling is more preferably 650 ° C. or higher. Further, if the end temperature of the strong water cooling is too high, it becomes difficult to ensure the tensile strength. Therefore, the end temperature of the strong water cooling is preferably set to 550 ° C. or less. The end temperature of strong water cooling is more preferably 450 ° C. or lower. Strong water cooling may be performed up to room temperature.
強水冷の平均冷却速度：３℃／ｓ以上
強水冷の平均冷却速度（強水冷開始から強水冷終了までの平均冷却速度）が小さすぎると引張強度の確保が困難になるため、強水冷の平均冷却速度を３℃／ｓ以上とするのがよい。低降伏比を得るためには、強水冷の平均冷却速度が大きいほど有利であり、強水冷の平均冷却速度は、板厚８３ｍｍ以下の場合は、下記（２）式を満足する範囲とするのが好ましい。強水冷の平均冷却速度の上限値は、水冷設備能力により制限され、下記（３）式を満足する範囲が目安となる。
平均冷却速度（℃／ｓ）≧２５０／板厚（ｍｍ）・・・（２）
平均冷却速度（℃／ｓ）≦１３００／板厚（ｍｍ）・・・（３）
Average cooling rate for strong water cooling: 3 ° C / s or more If the average cooling rate for strong water cooling (average cooling rate from the start of strong water cooling to the end of strong water cooling) is too small, it will be difficult to ensure the tensile strength. The cooling rate is preferably 3 ° C./s or more. In order to obtain a low yield ratio, the higher the average cooling rate of strong water cooling, the more advantageous. The average cooling rate of strong water cooling is within a range that satisfies the following formula (2) when the plate thickness is 83 mm or less. Is preferred. The upper limit value of the average cooling rate of strong water cooling is limited by the water cooling facility capacity, and a range satisfying the following expression (3) is a guide.
Average cooling rate (° C./s)≧250/plate thickness (mm) (2)
Average cooling rate (° C./s)≦1300/plate thickness (mm) (3)
強水冷終了後には、熱処理（焼戻し）を行ってもよい。熱処理を行うことにより、厚鋼板の残留応力を除去して切断時の変形を防止したり、靱性を向上させたりすることが可能である。この効果を得るためには、熱処理温度の好ましい下限値は３５０℃である。また、熱処理温度が高すぎると、析出強化などの現象により降伏点の上昇が顕著となるため、熱処理温度の好ましい上限値は５００℃である。 After the strong water cooling, heat treatment (tempering) may be performed. By performing the heat treatment, it is possible to remove the residual stress of the thick steel plate to prevent deformation at the time of cutting or to improve toughness. In order to obtain this effect, the preferable lower limit of the heat treatment temperature is 350 ° C. On the other hand, if the heat treatment temperature is too high, the yield point increases remarkably due to phenomena such as precipitation strengthening, so the preferred upper limit of the heat treatment temperature is 500 ° C.
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。 EXAMPLES Hereinafter, although an Example demonstrates this invention more concretely, this invention is not limited to these Examples.
表１に示す化学組成を有する厚さ３００ｍｍの鋼片を用いて、表２に示す条件にて加熱と圧延を行った。圧延は９００℃以下の温度域における合計圧下率が５０％以上となる条件で行った。続いて弱水冷と強水冷を実施した。一部の鋼板においては、強水冷後に焼戻しを行った。 Using a 300 mm thick steel slab having the chemical composition shown in Table 1, heating and rolling were performed under the conditions shown in Table 2. Rolling was performed under the condition that the total rolling reduction in a temperature range of 900 ° C. or lower was 50% or more. Subsequently, weak water cooling and strong water cooling were performed. Some steel plates were tempered after strong water cooling.
得られた各鋼板について、下記の要領にて、ミクロ組織観察、ビッカース硬度測定、引張試験およびシャルピー試験を行い、各試験結果を表３に併記した。 Each steel plate obtained was subjected to microstructure observation, Vickers hardness measurement, tensile test and Charpy test in the following manner, and the results of each test are also shown in Table 3.
＜ミクロ組織観察＞
ミクロ組織観察は、圧延方向と板厚方向を含む面を鏡面研磨し、ナイタールで腐食して試料を作製し、光学顕微鏡を用いて、板厚方向１／２位置、１／４位置、１／８位置にて倍率を５００倍として１０視野ずつ観察した。得られた組織については、画像処理により組織を解析した。
<Microstructure observation>
Microscopic observation is performed by mirror-polishing the surface including the rolling direction and the plate thickness direction, and corroding with nital to prepare a sample, and using an optical microscope, the plate thickness direction 1/2 position, 1/4 position, 1 / Ten fields of view were observed at 8 positions with a magnification of 500 times. The obtained tissue was analyzed by image processing.
＜ビッカース硬度測定＞
圧延方向と板厚方向を含む面を鏡面研磨し、表面から板厚方向に１ｍｍ離れた位置と、板厚方向１／２位置とのビッカース硬度を荷重１ｋｇで各１０点測定し、１０点の平均値を求めた後、表層１ｍｍ位置と板厚方向１／２位置のビッカース硬度差を算出した。
<Vickers hardness measurement>
The surface including the rolling direction and the plate thickness direction is mirror-polished, and 10 points of Vickers hardness at a position 1 mm away from the surface in the plate thickness direction and 1/2 position in the plate thickness direction are measured with a load of 1 kg. After obtaining the average value, the Vickers hardness difference between the 1 mm position of the surface layer and the 1/2 position in the thickness direction was calculated.
＜引張試験＞
板厚が４０ｍｍ以下の鋼板ではＪＩＳ Ｚ ２２０１の５号試験片（試験片の厚さが鋼板の厚さに等しい板状試験片）、板厚が４０ｍｍ超の鋼板では板厚方向１／４位置からＪＩＳ４号試験片（棒状試験片）を、試験片の軸が圧延方向に対して平行になるように採取した。引張試験は室温で実施し、降伏強度（ＹＳ。０．２％耐力とした）、引張強度（ＴＳ）を測定し、降伏比（ＹＲ）を計算した。
<Tensile test>
For steel plates with a thickness of 40 mm or less, JIS Z 2201 No. 5 test piece (a plate-shaped test piece whose thickness is equal to the thickness of the steel plate), and for steel plates with a thickness of more than 40 mm, 1/4 position in the plate thickness direction JIS No. 4 test piece (bar-shaped test piece) was collected so that the axis of the test piece was parallel to the rolling direction. The tensile test was performed at room temperature, yield strength (YS, 0.2% proof stress), tensile strength (TS) were measured, and yield ratio (YR) was calculated.
＜シャルピー試験＞
Ｖノッチ試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２４２）を、試験片の中心が板厚方向１／８位置になるべく近くなるように、試験片の長辺が圧延方向に対して平行になるように採取した。シャルピー試験は各鋼板について試験片３本ずつ実施し、０℃での吸収エネルギーの平均値（ｖＥ０℃ａｖｅ．）を求めた。
<Charpy test>
A V-notch test piece (JIS Z 2242) was sampled so that the long side of the test piece was parallel to the rolling direction so that the center of the test piece was as close as possible to the 1/8 position in the plate thickness direction. The Charpy test was performed for each steel plate by three test pieces, and the average value of absorbed energy at 0 ° C. (vE0 ° C. ave.) Was obtained.
表１〜３に示すように、本発明で規定される化学組成、ミクロ組織および硬度差の条件を満足するＮｏ．１〜１０は、いずれもＹＲが８０％以下であり、ｖＥ０℃ａｖｅ．が１５０Ｊを上回っていた。なお、Ｎｏ．２は、板厚が本発明の規定を満足しない、本発明の参考例である。一方、Ｎｏ．１１は、化学組成は本発明で規定される条件を満足するものの、弱水冷を実施しておらず、圧延終了後から強水冷開始までの平均冷却速度が０．１８℃／ｓと遅かった。このため、フェライトの平均粒径が大きくなりすぎ、ｖＥ０℃ａｖｅ．が１５０Ｊ未満であった。Ｎｏ．１２は、化学組成は本発明で規定される条件を満足するものの、加熱温度が高すぎるとともに、弱水冷の平均冷却速度が高すぎるため、フェライト組織の面積率が低く、また、２０μｍ以上のフェライト粒が生成しなかった。このため、降伏比（ＹＲ）が８０％を超えていた。Ｎｏ．１３は、化学成分が本発明で規定される条件を満足しておらず、ミクロ組織が本発明で規定される条件を満足せず、ｖＥ０℃ａｖｅ．が１５０Ｊ未満であった。さらに、Ｎｏ．１４は、化学組成は本発明で規定される条件を満足するものの、弱水冷の時間が短すぎるため、フェライト組織の面積率が低く、降伏比（ＹＲ）が８０％を超えていた。 As shown in Tables 1 to 3, No. 1 satisfying the chemical composition, microstructure and hardness difference conditions defined in the present invention. 1 to 10 all have YR of 80% or less and vE0 ° C. ave. Was over 150J. In addition, No. Reference numeral 2 is a reference example of the present invention in which the plate thickness does not satisfy the definition of the present invention. On the other hand, no. In No. 11, although the chemical composition satisfied the conditions defined in the present invention, weak water cooling was not performed, and the average cooling rate from the end of rolling to the start of strong water cooling was as low as 0.18 ° C./s. For this reason, the average particle diameter of ferrite becomes too large, and vE0 ° C. ave. Was less than 150 J. No. No. 12, although the chemical composition satisfies the conditions stipulated in the present invention, the heating temperature is too high and the average cooling rate of weak water cooling is too high, so the area ratio of the ferrite structure is low, and the ferrite having a thickness of 20 μm or more No grains were formed. For this reason, the yield ratio (YR) exceeded 80%. No. 13, chemical component is not satisfies the condition defined in the present invention, does not satisfy the condition that the microstructure is defined in the present invention, vE0 ° C. ave. Was less than 150 J. Furthermore, no. No. 14, although the chemical composition satisfied the conditions specified in the present invention, the time of weak water cooling was too short, so the area ratio of the ferrite structure was low, and the yield ratio (YR) exceeded 80%.
なお、Ｎｏ．２のように板厚が比較的薄い２５ｍｍの場合にはデスケーリング装置のみで比較的大きな冷却速度が得られる。また、Ｎｏ．１、３、７、８および９は、板厚が同じ４１ｍｍであるが、デスケーリング装置に加えて鋼板水冷装置も使用したＮｏ．８では、弱水冷の冷却速度を１．９２℃/sにまで速めることができ、工程時間を５５秒に短縮でき、しかも、本発明で規定される条件に制御すれば、所望の特性を有する厚鋼板が得られる。 In addition, No. In the case where the plate thickness is 25 mm as in 2, a relatively large cooling rate can be obtained only by the descaling device. No. Nos. 1, 3, 7, 8 and 9 have the same plate thickness of 41 mm, but in addition to the descaling device, a steel plate water cooling device was also used. In No. 8, the cooling rate of the weak water cooling can be increased to 1.92 ° C./s, the process time can be shortened to 55 seconds, and the desired characteristics can be obtained by controlling to the conditions specified in the present invention. A thick steel plate is obtained.
本発明の厚鋼板は、引張強度の主たるレンジが４９０〜７４０ＭＰａ、降伏比が８０％以下、シャルピー吸収エネルギーが０℃で１５０Ｊ以上、板厚が主に２０−１００ｍｍであり、特に板厚方向のいずれの位置においても良好な性能を有する。また、本発明の厚鋼板の製造方法によれば、板厚が大きくなっても、十分な冷却速度を維持できるので、比較的効率良く、上記の厚鋼板を製造することが可能である。本発明の厚鋼板の製造方法は、特に４０ｍｍを超える板厚において製造能率の改善効果が大きい。 The steel plate of the present invention has a main range of tensile strength of 490 to 740 MPa, a yield ratio of 80% or less, a Charpy absorbed energy of 150 J or more at 0 ° C., and a plate thickness of mainly 20-100 mm, particularly in the plate thickness direction. It has good performance at any position. In addition, according to the method for producing a thick steel plate of the present invention, a sufficient cooling rate can be maintained even when the plate thickness is increased, and therefore the above-described thick steel plate can be produced relatively efficiently. The method for producing a thick steel plate of the present invention has a great effect of improving the production efficiency, particularly at a plate thickness exceeding 40 mm.
Claims (5)
Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｗ：１．０％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｎｂ：０．１％以下およびＢ：０．０１％以下から選択される１種以上とを含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、
不純物としてのＰ、ＳおよびＯが、それぞれＰ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下およびＯ：０．００５％以下であり、
板厚方向１／２位置および１／４位置におけるフェライト組織の面積率が１０．０％以上であり、
板厚が４０ｍｍ超であり、
最大切片が２０μｍ以上であるフェライト粒を含有し、
板厚方向１／８位置における平均フェライト粒径が１５μｍ以下であり、かつ
表層１ｍｍ位置と板厚方向１／２位置のビッカース硬度差が６０以下であることを特徴とする厚鋼板。 In mass%, C: 0.04 to 0.18%, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 0.5 to 2.0%, Ti: 0.001 to 0.04%, sol. Al: 0.001-0.1% and N: 0.001-0.01%,
Cu: 2.0% or less, Ni: 2.0% or less, Cr: 1.0% or less, Mo: 1.0% or less, W: 1.0% or less, V: 0.2% or less, Nb: 0.1% or less and B: one or more selected from 0.01% or less, with the balance consisting of Fe and impurities,
P, S and O as impurities are respectively P: 0.02% or less, S: 0.01% or less and O: 0.005% or less,
The area ratio of the ferrite structure in the plate thickness direction 1/2 position and 1/4 position is 10.0% or more,
The plate thickness is over 40 mm,
Containing ferrite grains with a maximum section of 20 μm or more,
A thick steel plate having an average ferrite grain size of 15 μm or less at a 1/8 position in the plate thickness direction, and a Vickers hardness difference between a 1 mm position of the surface layer and a 1/2 position in the plate thickness direction being 60 or less.
前記弱水冷が、前記熱間圧延終了後から前記強水冷開始までの平均冷却速度が、放冷超〜２℃／ｓ未満であり、２０秒以上の冷却を行う工程であり、
前記強水冷が、３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、６００℃以上から５５０℃以下まで冷却を行う工程であることを特徴とする厚鋼板の製造方法。 The steel having the chemical composition according to any one of claims 1 to 3 were heated to 900 ° C. to 1250 ° C., end temperature in the steel is obtained by performing hot rolling is lower than 850 ° C. 700 ° C. or higher, A steel plate having a thickness of more than 40 mm is subjected to weak water cooling, followed by strong water cooling.
The weak water cooling is a step in which an average cooling rate from the end of the hot rolling to the start of the strong water cooling is over-cooling to less than 2 ° C./s , and cooling for 20 seconds or more,
The method for producing a thick steel plate, wherein the strong water cooling is a step of cooling from 600 ° C. to 550 ° C. at an average cooling rate of 3 ° C./s or more.
デスケーリング装置および鋼板水冷装置の両方を用いて弱水冷を行うことを特徴とする厚鋼板の製造方法。 In manufacturing a thick steel sheet by the method according to claim 4, using a manufacturing apparatus in which a descaling apparatus and a steel sheet water cooling apparatus are installed upstream or downstream of a hot rolling apparatus,
A method for producing a thick steel plate, comprising performing weak water cooling using both a descaling device and a steel plate water cooling device.
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