JP6086090B2 - Non-tempered low yield ratio high tensile thick steel plate with excellent weld heat affected zone toughness and method for producing the same - Google Patents
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Description
本発明は、建築鋼構造物等の溶接構造物用として好適な、非調質低降伏比高張力厚鋼板に関する。特に、建築ボックス柱の施工において、サブマージアーク溶接あるいはエレクトロスラグ溶接などの溶接入熱が４００ｋＪ／ｃｍ超えの大入熱溶接が適用されても、溶接熱影響部靭性に優れるとともに、鋼板内部の靭性にも優れた非調質低降伏比高張力厚鋼板に関する。なお、本発明における厚鋼板とは、板厚１９ｍｍ以上の鋼板であり、とりわけ板厚５０ｍｍ以下のものとする。 The present invention relates to a non-tempered low yield ratio high-tensile thick steel plate suitable for use in welded structures such as building steel structures. In particular, in the construction of architectural box columns, even if large heat input welding with a heat input exceeding 400 kJ / cm, such as submerged arc welding or electroslag welding, is applied, the weld heat affected zone toughness is excellent and the toughness inside the steel plate It also relates to an excellent non-tempered low yield ratio high tension thick steel plate. In addition, the thick steel plate in the present invention is a steel plate having a plate thickness of 19 mm or more, and particularly a plate thickness of 50 mm or less.
建築鋼構造物には耐震性の向上が要求される。例えば、塑性変形能確保のために降伏比（ＹＲ）を８０％以下とする鋼材の低降伏比化が要求されている。また、鋼構造物は溶接接合により組み立てられるため、溶接部を含めて良好な靭性を保持することが要求されている。溶接鋼構造物は、地震時のように大きな負荷荷重を受けると、塑性変形が生じる前に溶接部から脆性破壊が発生する場合がある。このため、特に溶接継手部において高い靱性が要求されるようになっている。 Building steel structures are required to have improved earthquake resistance. For example, in order to ensure plastic deformability, it is required to lower the yield ratio of steel materials with a yield ratio (YR) of 80% or less. Moreover, since the steel structure is assembled by welding, it is required to maintain good toughness including the welded portion. When a welded steel structure is subjected to a large load such as during an earthquake, brittle fracture may occur from the weld before plastic deformation occurs. For this reason, high toughness is required especially in the welded joint.
最近では、構造物の施工能率向上と施工コストの低減という要望から溶接効率の向上が求められ、大入熱溶接の適用範囲が拡大されている。例えば、高層建築物に用いられるボックス柱では、サブマージアーク溶接やエレクトロスラグ溶接などの溶接入熱が４００ｋＪ／ｃｍを超えるような大入熱溶接が適用されている。このような大入熱溶接を適用する部位としては、例えば、角継手部のサブマージアーク溶接やダイヤフラム接合部のエレクトロスラグ溶接などが挙げられる。 Recently, improvement in welding efficiency has been demanded from the desire to improve the construction efficiency of structures and reduce construction costs, and the application range of large heat input welding has been expanded. For example, in a box column used for a high-rise building, high heat input welding such as submerged arc welding or electroslag welding in which welding heat input exceeds 400 kJ / cm is applied. Examples of the part to which such high heat input welding is applied include submerged arc welding of a corner joint part and electroslag welding of a diaphragm joint part.
一般に、このような大入熱溶接部では、溶接熱影響部（以下、ＨＡＺともいう。）の靭性劣化が問題となる。これは、大入熱溶接により融点近傍まで加熱された領域では、冷却が遅いため高温域での滞留時間が長く、オーステナイト粒が粗大化しやすいうえ、さらにその後の冷却の際に、ＭＡ（島状マルテンサイトともいう）等の硬質な脆化相が生じやすいことに起因する。このようなＨＡＺの靭性劣化は、鋼材の強度が増加するにしたがい、顕著となり、とくに、ＴＳ５９０ＭＰａ級鋼材で問題となることが多い。 In general, in such a high heat input welded portion, deterioration of the toughness of the weld heat affected zone (hereinafter also referred to as HAZ) becomes a problem. This is because, in the region heated to near the melting point by high heat input welding, since the cooling is slow, the residence time in the high temperature region is long, and the austenite grains are likely to be coarsened. This is because hard brittle phases such as martensite are easily generated. Such toughness degradation of HAZ becomes remarkable as the strength of the steel material increases, and in particular, it is often a problem with TS590 MPa class steel materials.
このような問題に対し、例えば特許文献１には、重量比でＣ：０．０５〜０．１１％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．６〜１．６％を含み、Ｐ、Ｓを適正範囲内に調整し、さらに、Ｃｕ：０．８０〜１．６０％、Ｎｉ：０．３０〜１．０％を含み、Ｎｂ：０．００５〜０．０２％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎ：０．００１〜０．００４％、Ｏ：０．００１〜０．００６％を含む鋼を熱間圧延後、再加熱焼入れし、さらに二相域に再加熱し焼入れ、焼戻する大入熱溶接熱影響部靭性の優れた建築用低降伏比６００Ｎ／ｍｍ２級鋼板の製造方法が記載されている。特許文献１に記載された技術では、低Ｃとし、Ｂ無添加でＴｉ酸化物を利用して大入熱溶接熱影響部靭性を向上させるとともに、二相域加熱焼入れとＣｕによる析出硬化を利用することにより、低降伏比で、６００Ｎ／ｍｍ２級の高強度を有する鋼板の製造が可能になるとしている。 For example, Patent Document 1 includes C: 0.05 to 0.11%, Si: 0.5% or less, and Mn: 0.6 to 1.6% by weight ratio. , S is adjusted within an appropriate range, and Cu: 0.80 to 1.60%, Ni: 0.30 to 1.0%, Nb: 0.005 to 0.02%, Ti: 0 Steel containing 0.005 to 0.025%, N: 0.001 to 0.004%, O: 0.001 to 0.006% is hot-rolled, re-heated and hardened, and further reheated to a two-phase region A method for producing a low yield ratio 600 N / mm grade 2 steel sheet for construction, which is excellent in toughening and tempering, high heat input welding heat-affected zone toughness. In the technique described in Patent Document 1, low C, no addition of B, Ti oxide is used to improve the high heat input welding heat-affected zone toughness, and two-phase region heating quenching and precipitation hardening by Cu are used. By doing so, it is said that it becomes possible to manufacture a steel sheet having a high yield of 600 N / mm 2 with a low yield ratio.
また、特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜３．０％を含み、Ａｌ、Ｐ、Ｓを適正範囲に調整して含有し、さらに、Ｔｉ：０．００４〜０．０３％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、Ｎ：０．００２０〜０．００７０％、Ｏ：０．００５０％以下を含み、さらに、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：２．０％以下のうちから選ばれた１種または２種を、炭素当量Ｃｅｑが０．３５％以上、Ｃａ、Ｏ、Ｓ含有量からなる関係式であるＡＣＲが０．３〜０．８％を満足する範囲で含む鋼素材に、熱間圧延を施し厚鋼板とし、該厚鋼板に再加熱焼入れ工程と、ついで、二相域の温度に再加熱したのち焼入れ、焼戻する、大入熱溶接熱影響部靭性に優れる低降伏比高張力厚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、大入熱溶接部靭性を向上するために、ＴｉＮを利用してＨＡＺでのオーステナイト粒の粗大化を抑制しつつ、ＡＣＲを０．３〜０．８％を満足するようにＣａ、Ｏ、Ｓを調整して、ＣａＳ上にＭｎＳが析出した複合硫化物を析出させ、フェライト変態核として作用させ、粒内フェライトの核生成を促進させてＨＡＺ組織の微細化を図り、大入熱溶接部靭性を向上させるとしている。さらに、特許文献２に記載された技術では、固溶強化に有効なＣｕ、Ｎｉ量を適正化して、二相域加熱し、焼入れる処理により、引張強さＴＳ５９０ＭＰａ以上の高強度化と、８０％以下の低降伏比化を、大入熱溶接ＨＡＺ靭性の劣化を招くことなく達成できるとしている。 Patent Document 2 includes, in mass%, C: 0.03-0.15%, Si: 0.05-0.5%, Mn: 0.5-3.0%, Al, P , S is adjusted to an appropriate range, and Ti: 0.004 to 0.03%, B: 0.0005 to 0.0030%, Ca: 0.0005 to 0.0030%, N: 0 0020 to 0.0070%, O: 0.0050% or less, and further, one or two selected from Cu: 1.5% or less, Ni: 2.0% or less, carbon equivalent A steel material containing Ceq of 0.35% or more and a relational expression consisting of Ca, O, and S content satisfying ACR of 0.3 to 0.8% is subjected to hot rolling to obtain a thick steel plate, Reheating and quenching the thick steel plate, then reheating to the temperature of the two-phase region, then quenching and tempering, for large heat input heat affected zone toughness Method for producing a low yield ratio high-strength thick steel plate is proposed to be. In the technique described in Patent Document 2, in order to improve the high heat input weld toughness, the ACR is 0.3 to 0.8% while suppressing the austenite grain coarsening in the HAZ using TiN. Ca, O, and S are adjusted so as to satisfy the requirements, and a composite sulfide in which MnS is precipitated on CaS is precipitated and acts as a ferrite transformation nucleus, and the nucleation of intragranular ferrite is promoted to make the HAZ structure fine. To improve the toughness of high heat input welds. Furthermore, in the technique described in Patent Document 2, the amount of Cu and Ni effective for solid solution strengthening is optimized, the two-phase region is heated, and the quenching process is performed to increase the tensile strength of TS 590 MPa or more, and 80 % Yield ratio can be achieved without causing deterioration of the high heat input weld HAZ toughness.
また、特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．６〜１．６％を含み、Ｐ、Ｓ、Ａｌを適正範囲に調整して含有し、さらに、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．００３０〜０．００６０％、Ｏ：０．００１０〜０．００３０％を、Ｃａ、Ｏ、Ｓ含有量からなる関係式であるＡＣＲが０．２〜０．８％、Ｃｅｑが０．４７％以下となる範囲で含む鋼素材を、熱間圧延後、加速冷却を施し厚鋼板とし、さらに二相域の温度に再加熱したのち焼入れ、焼戻する、大入熱溶接熱影響部靭性に優れる低降伏比高張力厚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、高温に加熱された領域におけるオーステナイト粒の粗大化抑制と、冷却時にフェライト変態を促進する変態核の微細分散が、大入熱溶接部靭性を向上するために重要であるとして、ＴｉＮの利用と、Ｃａ、Ｏ、Ｓの含有量をＡＣＲが適正範囲となるように調整して形態を最適化したＣａの酸化物または硫化物を鋼中に分散して粒内フェライトの核生成を促進させてＨＡＺの組織を微細化し、大入熱溶接部靭性を向上させるとしている。 Patent Document 3 includes, in mass%, C: 0.05 to 0.15%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.6 to 1.6%, P, S , Al is adjusted to an appropriate range, Cu: 0.1-1.0%, Ni: 0.1-2.0%, Ti: 0.005-0.030%, B: 0 .0003-0.0050%, Ca: 0.0005-0.0050%, N: 0.0030-0.0060%, O: 0.0010-0.0030% from Ca, O, S content A steel material containing ACR of 0.2 to 0.8% and Ceq of 0.47% or less, which is a relational formula, is hot-rolled and then subjected to accelerated cooling to a thick steel plate, and further in a two-phase region There has been proposed a method of producing a low yield ratio high-tensile thick steel plate which is excellent in high heat input welding heat-affected zone toughness after quenching and tempering after reheating to temperature. In the technique described in Patent Document 3, the austenite grain coarsening suppression in a region heated to high temperature and the fine dispersion of transformation nuclei that promote ferrite transformation during cooling improve the high heat input weld toughness. Importantly, the use of TiN and the content of Ca, O, and S are adjusted so that the ACR is in the proper range and the form is optimized to disperse the Ca oxide or sulfide in the steel It is said that nucleation of inner ferrite is promoted to refine the HAZ structure, and the high heat input weld toughness is improved.
しかしながら、特許文献１〜３に記載された技術はいずれも、二相域熱処理を行う。このため、工程が複雑となり、製造期間が長期化し、生産性に問題を残している。このため、上記した二相域熱処理を省略した非調質低降伏比高張力鋼材が求められている。 However, all the techniques described in Patent Documents 1 to 3 perform a two-phase region heat treatment. This complicates the process, lengthens the production period, and leaves a problem with productivity. For this reason, a non-tempered low yield ratio high-tensile steel material that omits the above-described two-phase region heat treatment is required.
一方、二相域熱処理を行なうことなく、優れた大入熱溶接部靭性と低降伏比とを両立させることができる技術として、特許文献４が挙げられる。特許文献４は、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％を含み、Ｐ、Ｓ、Ａｌを適正範囲に調整して含有し、さらに、Ｔｉ：０．００４〜０．０２％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、Ｎ：０．００２０〜０．００７０％を、ＡＣＲが０．３〜０．８％となる範囲で含む鋼素材を、圧延終了温度をＡｒ３変態点以上とする熱間圧延を施し、１℃／ｓ以上の冷却速度で６００〜２５０℃の範囲まで冷却し、空冷する加速冷却を施す、大入熱溶接熱影響部靭性に優れる低降伏比建築構造用厚鋼板の製造方法である。特許文献４に記載された技術では、熱間圧延条件および圧延終了後の加速冷却条件を調整して、母材厚鋼板の低降伏比化を図るとともに、Ｃａ、Ｏ、Ｓ含有量からなる関係式であるＡＣＲを適正範囲となるように調整して、溶接時にフェライト変態核となる微細な粒子を多数生成して、ＨＡＺの組織を微細化し、大入熱溶接熱影響部靭性を改善するとしている。 On the other hand, Patent Document 4 is cited as a technique that can achieve both excellent high heat input weld toughness and low yield ratio without performing two-phase region heat treatment. Patent Document 4 includes mass%, C: 0.03 to 0.15%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.5 to 2.0%, P, S, and Al. The content is adjusted to an appropriate range, and Ti: 0.004 to 0.02%, Ca: 0.0005 to 0.0030%, N: 0.0020 to 0.0070%, and ACR is 0.3. A steel material containing in a range of ˜0.8% is hot-rolled with a rolling end temperature equal to or higher than the Ar3 transformation point, cooled to a range of 600 to 250 ° C. at a cooling rate of 1 ° C./s or more, and air-cooled. This is a method for producing a steel plate for building structure with a low yield ratio and excellent in high heat input welding heat-affected zone toughness. In the technique described in Patent Document 4, the hot rolling conditions and the accelerated cooling conditions after the end of rolling are adjusted to reduce the yield ratio of the base steel plate, and the relationship consisting of Ca, O, and S contents. By adjusting the ACR, which is the formula, to be in the proper range, generating many fine particles that become ferrite transformation nuclei during welding, refining the HAZ structure, and improving the high heat input welding heat affected zone toughness Yes.
また、特許文献５では熱間圧延後の加速冷却を二段階に分けることにより、鋼板に適度な延性を与えて、二相域熱処理を施すことなくＴＳが５９０ＭＰａ以上、降伏比が８０％以下の高強度鋼板を作ることを達成しようとしている。 Further, in Patent Document 5, by dividing the accelerated cooling after hot rolling into two stages, the steel sheet has moderate ductility, TS is 590 MPa or more, and the yield ratio is 80% or less without performing the two-phase region heat treatment. Trying to achieve high strength steel plate.
しかしながら、特許文献４に記載された技術は、引張強さＴＳが４９０ＭＰａ以上の強度を有する厚鋼板を対象としており、引張強さＴＳが６４０ＭＰａ以上の高張力厚鋼板には適用できない。また、特許文献５に記載された技術は、厚鋼板の組織がフェライトとベイナイトの２相組織であり、軟質なフェライト相を含んでいる。このため、安定して引張強さＴＳが６４０ＭＰａ以上の厚鋼板を製造することは困難である。 However, the technique described in Patent Document 4 is intended for a thick steel plate having a tensile strength TS of 490 MPa or more, and is not applicable to a high-tensile thick steel plate having a tensile strength TS of 640 MPa or more. In the technique described in Patent Document 5, the structure of the thick steel plate is a two-phase structure of ferrite and bainite, and includes a soft ferrite phase. For this reason, it is difficult to stably manufacture a thick steel plate having a tensile strength TS of 640 MPa or more.
本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、溶接入熱が４００ｋＪ／ｃｍ超えの大入熱溶接が適用されても、溶接熱影響部靭性に優れるとともに、母材の靭性にも優れた、引張強さ６４０ＭＰａ以上、降伏比８０％以下の非調質低降伏比高張力厚鋼板を提供することを目的とする。 The present invention has been made in view of such circumstances, and even when a high heat input welding with a heat input exceeding 400 kJ / cm is applied, the weld heat affected zone toughness is excellent and the toughness of the base material is also improved. An object of the present invention is to provide an excellent non-tempered low yield ratio high tensile steel plate having a tensile strength of 640 MPa or more and a yield ratio of 80% or less.
本発明者らは、上記した目的を達成するために、以下の知見を得た。 In order to achieve the above-mentioned object, the present inventors have obtained the following knowledge.
熱間圧延終了後、第一の加速冷却として、鋼板表面温度が（ＢＳ−１５０）℃以上（ＢＳ−３０）℃以下となるまで加速冷却し、加速冷却停止後に冷却停止温度から３０℃以上復熱させる。このような、加速冷却および復熱により、鋼板表層部をベイナイト（Ｂ）＋島状マルテンサイト（ＭＡ）の２相組織にすることができる。このような２相組織にすることにより鋼板表層部が低応力で降伏するようになる。このため、鋼板全体としても降伏応力が低下し、その結果、鋼板全体を低降伏比化することが可能である。また、このような２相組織にすることにより、軟質相であるフェライト（Ｆ）を含んだＦ＋Ｂの２相鋼とは異なり、高強度を保ったまま低降伏比化を達成することが可能である。また、鋼板全体をＢ＋ＭＡの２相組織にしてしまうと、鋼板内部の靭性が著しく劣化してしまう。このため、鋼板表層部のみＢ＋ＭＡの２相組織とするとともに、復熱後の第二の冷却を施すことにより、鋼板内部はベイナイトを主相とし、島状マルテンサイトが少ない組織にすることで、鋼板内部の靭性を保つことができる。鋼板の靭性は、表層の靭性がほとんど影響しないため、鋼板内部を高靭性とすることで鋼板全体の靭性が確保できる。 After the hot rolling, as the first accelerated cooling, accelerated cooling is performed until the steel sheet surface temperature is (B S −150) ° C. or higher and (B S −30) ° C. or lower. Reheat again. By such accelerated cooling and recuperation, the surface layer portion of the steel sheet can have a two-phase structure of bainite (B) + island martensite (MA). By adopting such a two-phase structure, the steel sheet surface layer part yields with low stress. For this reason, the yield stress of the entire steel plate is reduced, and as a result, the overall yield of the steel plate can be reduced. Also, by using such a two-phase structure, it is possible to achieve a low yield ratio while maintaining high strength, unlike F + B two-phase steel containing ferrite (F) which is a soft phase. is there. Moreover, if the whole steel plate is made into the B + MA two-phase structure, the toughness inside the steel plate will be significantly deteriorated. For this reason, only the steel sheet surface layer part has a B + MA two-phase structure, and by applying the second cooling after recuperation, the steel sheet has a bainite main phase and a structure with less island martensite. The toughness inside the steel sheet can be maintained. Since the toughness of the steel sheet hardly affects the toughness of the steel sheet, the toughness of the entire steel sheet can be ensured by making the inside of the steel sheet highly tough.
本発明は上記知見に基づくものであり、その特徴は以下の通りである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．１０％、Ｍｎ：０．６〜１．８％、Ｐ：０．００９％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｎ：０．００４０％以下、Ｍｏ：０．２０〜０．６０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、を含有し、２．０≦Ｔｉ／Ｎ≦４．０とし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板表面から板厚方向に５ｍｍ未満の範囲における金属組織が、面積率で、島状マルテンサイト（ＭＡ）が５〜２０％であり、残部がベイナイトであり、板厚方向に５ｍｍ以上から板厚中央部までの範囲における金属組織が、旧オーステナイト粒径が６０μｍ以下であり、面積率で、ベイナイトが７０％以上、残部が、島状マルテンサイト（ＭＡ）が１０％以下（０％を含む）、あるいはさらに、パーライトおよび／またはフェライトからなり、引張強さ６４０ＭＰａ以上、降伏比８０％以下であることを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた非調質低降伏比高張力厚鋼板。
［２］さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０５〜０．６０％、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｎｉ：０．０５〜０．８０％、Ｖ：０．００１〜０．０７０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、さらに下記（１）式で定義されるＣｅｑが、０．４０〜０．５０を満足することを特徴とする［１］に記載の非調質低降伏比高張力厚鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋Ｎｉ／４０＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４…（１）
上記式（１）において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖは各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。
［３］［１］または［２］に記載の成分組成を有する鋼素材を、１０５０〜１２００℃に加熱後、表面温度が９５０℃以下の温度域での累積圧下量が３０％以上で、圧延終了温度が表面温度でＡｒ３変態点以上９００℃以下となる熱間圧延を行い、その後、第一の冷却として、表面温度でＡｒ３変態点以上の温度から冷却を開始し、表面の平均冷却速度が５０℃／ｓ以上で冷却し、表面温度で（ＢＳ−１５０）℃以上（ＢＳ-３０）℃以下で冷却を停止する加速冷却を行い、前記第一の冷却停止後、表面温度が冷却停止から３０℃以上上昇して、かつ、ＢＳ以下の温度まで復熱し、次いで、第二の冷却として、板厚の１／２位置の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上として、１／２位置温度がＭｓ以上６００℃以下になるまで加速冷却することを特徴とする引張強さ６４０ＭＰａ以上、降伏比８０％以下である溶接熱影響部靭性に優れた非調質低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。
ここで、ＢＳはベイナイト変態開始温度であり、ＢＳ＝８３０−２７０×Ｃ−９０×Ｍｎ−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ−８３Ｍｏ…（２）とする。式（２）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは各元素の含有量（質量％）とする。
［４］前記第二の冷却後、４００℃以上７００℃以下の温度で焼戻しを行うことを特徴とする［３］に記載の非調質低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。
The present invention is based on the above findings, and the features thereof are as follows.
[1] By mass%, C: 0.05 to 0.10%, Si: 0.01 to 0.10%, Mn: 0.6 to 1.8%, P: 0.009% or less, S: 0.003% or less, Al: 0.05% or less, Ti: 0.005 to 0.020%, N: 0.0040% or less, Mo: 0.20 to 0.60%, Nb: 0.005 0.030%, 2.0 ≦ Ti / N ≦ 4.0, having a component composition consisting of the balance Fe and inevitable impurities, and having a metal structure in a range of less than 5 mm from the steel sheet surface in the thickness direction Is the area ratio, the island martensite (MA) is 5 to 20%, the remainder is bainite, and the metal structure in the range from 5 mm or more to the thickness center in the thickness direction is the austenite grain size. Is 60 μm or less, the area ratio is 70% or more of bainite, and the remainder is island-shaped martens. The weld heat-affected zone toughness is characterized in that it is made of pearlite and / or ferrite and has a tensile strength of 640 MPa or more and a yield ratio of 80% or less. Excellent non-tempered low yield ratio high tensile steel plate.
[2] Furthermore, Cr: 0.05-0.60%, Cu: 0.05-0.50%, Ni: 0.05-0.80%, V: 0.001-0. 070%, B: contains one or more selected from 0.0003 to 0.0030%, and Ceq defined by the following formula (1) is 0.40 to 0.50 The non-tempered low yield ratio high-tensile thick steel plate according to [1], characterized by being satisfied.
Ceq = C + Si / 24 + Mn / 6 + Cr / 5 + Ni / 40 + Mo / 4 + V / 14 (1)
In the above formula (1), C, Si, Mn, Cr, Ni, Mo, and V represent the content (% by mass) of each element, and 0 when not contained.
[3] After heating the steel material having the composition described in [1] or [2] to 1050 to 1200 ° C., the rolling reduction is 30% or more in a temperature range where the surface temperature is 950 ° C. or less, and rolling Hot rolling is performed so that the end temperature is Ar 3 transformation point or more and 900 ° C. or less at the surface temperature, and then cooling is started at the surface temperature from the Ar 3 transformation point or more as the first cooling, and the average cooling rate of the surface is Cooling is performed at 50 ° C./s or more, accelerated cooling is performed to stop the cooling at a surface temperature of (B S −150) ° C. or more and (B S −30) ° C. or less, and the surface temperature is cooled after the first cooling is stopped. The temperature is raised by 30 ° C. or more from the stop, and is reheated to a temperature of B S or less. Then, as the second cooling, the average cooling rate at the 1/2 position of the plate thickness is 10 ° C./s or more, and 1/2 Accelerated cooling until the position temperature is Ms or higher and 600 ° C or lower Tensile strength 640MPa or more, wherein, the production method of the excellent non-heat treated low yield ratio high-strength thick steel plate weld heat-affected zone toughness is less than 80% yield ratio.
Here, B S is the bainite transformation start temperature, and B S = 830-270 × C-90 × Mn-37Ni-70Cr-83Mo (2). In the formula (2), C, Mn, Ni, Cr, and Mo are the contents (mass%) of each element.
[4] After the second cooling, tempering is performed at a temperature of 400 ° C. or higher and 700 ° C. or lower. The method for producing a non-tempered low yield ratio high-tensile thick steel plate according to [3].
本発明によれば、大入熱溶接熱影響部靭性と鋼板内部の靭性に優れた、引張強さ６４０ＭＰａ以上、降伏比８０％以下である低降伏比高張力厚鋼板を、熱処理を施すことなく、また、多量な合金含有を行うことなく製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明の非調質低降伏比高張力厚鋼板は、鋼構造物の軽量化や、鋼構造物の耐震性の向上に大きく寄与するという効果もある。 According to the present invention, a low-yield ratio high-tensile thick steel plate having a high heat input weld heat-affected zone toughness and a toughness inside the steel plate and having a tensile strength of 640 MPa or more and a yield ratio of 80% or less is not subjected to heat treatment. In addition, it can be produced without containing a large amount of alloy, and has a remarkable industrial effect. Moreover, the non-tempered low yield ratio high-tensile thick steel plate of the present invention also has an effect of greatly contributing to weight reduction of the steel structure and improvement of the earthquake resistance of the steel structure.
なお、ここでいう「溶接熱影響部靭性に優れた」とは、溶接入熱量が４００ｋＪ／ｃｍを超える超大入熱溶接部のボンド部近傍の熱影響部（ボンド部から１ｍｍ）において、シャルピー衝撃試験の０℃における吸収エネルギー（ｖＥｏ）が５０Ｊ以上を示す場合をいうものとする。 Note that “excellent toughness at the weld heat affected zone” as used herein refers to the Charpy impact in the heat affected zone (1 mm from the bond zone) in the vicinity of the bond zone of the super high heat input weld zone where the welding heat input exceeds 400 kJ / cm. The absorbed energy (vEo) at 0 ° C. of the test is 50 J or more.
以下、本発明について具体的に説明する。なお、以下の説明において、鋼成分組成の各元素の含有量の単位は「質量％」であり、以下、特に断らない限り単に「％」で示す。 Hereinafter, the present invention will be specifically described. In the following description, the unit of the content of each element of the steel component composition is “mass%”, and hereinafter, simply indicated by “%” unless otherwise specified.
まず、本発明の対象とする非調質低降伏比高張力厚鋼板の成分組成について説明する。 First, the component composition of the non-tempered low yield ratio high-tensile thick steel plate that is the subject of the present invention will be described.
Ｃ：０．０５〜０．１０％
Ｃは、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を増加させ、構造用鋼材として必要な強度を確保するのに有用な元素である。また、焼入れ性を高めてベイナイト組織を得るために必須の元素である。さらにＣは、硬質相（ＭＡ）の体積率、および硬さを増加させ、降伏比を低下させる作用を有する。このような効果を得るために、Ｃの含有量は０．０５％以上とする。一方、０．１０％を超える含有は、溶接性と靭性を顕著に低下させる。このため、Ｃは０．０５〜０．１０％の範囲に限定する。なお、好ましくは０．０６〜０．０９％である。
C: 0.05-0.10%
C is an element useful for enhancing the hardenability of the steel, increasing the strength of the steel, and ensuring the strength required as a structural steel material. Moreover, it is an essential element for increasing the hardenability and obtaining a bainite structure. Further, C has an effect of increasing the volume fraction of the hard phase (MA) and the hardness and decreasing the yield ratio. In order to obtain such an effect, the C content is set to 0.05% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.10%, the weldability and toughness are significantly reduced. For this reason, C is limited to a range of 0.05 to 0.10%. In addition, Preferably it is 0.06 to 0.09%.
Ｓｉ：０．０１〜０．１０％
Ｓｉは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中に固溶し鋼材の強度を増加させる。このような効果を得るためには、Ｓｉの含有量は０．０１％以上とする。一方、０．１０％を超える含有は、母材の靱性を低下させるとともに、溶接熱影響部靱性を顕著に低下させる。このため、Ｓｉは０．０１〜０．１０％の範囲に限定する。なお、好ましくは、０．０２〜０．０７％である。
Si: 0.01-0.10%
Si acts as a deoxidizer and dissolves in the steel to increase the strength of the steel material. In order to obtain such an effect, the Si content is 0.01% or more. On the other hand, when the content exceeds 0.10%, the toughness of the base material is lowered and the toughness of the weld heat affected zone is markedly lowered. For this reason, Si is limited to the range of 0.01 to 0.10%. In addition, Preferably, it is 0.02 to 0.07%.
Ｍｎ：０．６〜１．８％
Ｍｎは、焼入れ性を高め鋼の強度を増加させる作用を有する元素であり、ベイナイト組織とするため必要である。また、他の合金元素と比べ安価である。このため、所望の高強度および組織を確保するために、０．６％以上の含有を必要とする。一方、１．８％を超える含有は、母材の靱性およびＨＡＺ靱性を著しく低下させる。このため、Ｍｎは０．６〜１．８％の範囲に限定する。なお、好ましくは１．３〜１．６％である。
Mn: 0.6 to 1.8%
Mn is an element that has the effect of increasing the hardenability and increasing the strength of the steel, and is necessary for forming a bainite structure. Moreover, it is cheaper than other alloy elements. For this reason, in order to ensure desired high intensity | strength and structure | tissue, containing 0.6% or more is required. On the other hand, if the content exceeds 1.8%, the toughness and the HAZ toughness of the base material are significantly reduced. For this reason, Mn is limited to the range of 0.6 to 1.8%. In addition, Preferably it is 1.3 to 1.6%.
Ｐ：０．００９％以下
Ｐは、溶接部の靱性を低下させる元素であるため、本発明ではできるだけ低減することが望ましい。０．００９％を超えて含有すると、上記した悪影響が顕著となるため、Ｐは０．００９％以下に限定する。なお、過度のＰ低減は、精錬コストを上昇させ、経済的に不利となるため、Ｓは０．００１％程度以上とすることが望ましい。
P: 0.009% or less P is an element that lowers the toughness of the welded portion. Therefore, in the present invention, P is preferably reduced as much as possible. When the content exceeds 0.009%, the above-described adverse effects become remarkable, so P is limited to 0.009% or less. In addition, since excessive P reduction raises refining cost and becomes economically disadvantageous, it is desirable for S to be about 0.001% or more.
Ｓ：０．００３％以下
Ｓは、鋼中ではＭｎＳ等の硫化物系介在物として存在し、母材および溶接部の靱性を劣化させるとともに、鋳片中央偏析部などに多量に偏在して鋳片等における欠陥を発生しやすくする。このような傾向は０．００３％を超える含有で顕著となる。このため、Ｓは０．００３％以下に限定する。好ましくは０.００２％以下である。なお、過度のＳ低減は、精錬コストを上昇させ、経済的に不利となるため、Ｓは０．００１％程度以上とすることが望ましい。
S: 0.003% or less S is present in the steel as sulfide inclusions such as MnS, and deteriorates the toughness of the base metal and the welded portion, and is unevenly distributed in the center segregated portion of the slab. It makes it easier to generate defects in pieces. Such a tendency becomes remarkable when the content exceeds 0.003%. For this reason, S is limited to 0.003% or less. Preferably it is 0.002% or less. In addition, since excessive S reduction raises refining cost and becomes economically disadvantageous, it is desirable for S to be about 0.001% or more.
Ａｌ：０．０５％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であり、高張力鋼の溶鋼脱酸プロセスにおいては、脱酸剤として、もっとも汎用的に使われる。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。しかし、０．０５％を超える含有は、母材の靱性が低下するとともに、溶接時に溶接金属に混入して溶接金属部靱性を低下させる。このため、Ａｌは０．０５％以下に限定する。なお、好ましくは０．０１０〜０．０４５％である。
Al: 0.05% or less Al is an element that acts as a deoxidizer, and is most commonly used as a deoxidizer in a molten steel deoxidation process of high-strength steel. In order to acquire such an effect, it is desirable to contain 0.01% or more. However, when the content exceeds 0.05%, the toughness of the base metal is lowered, and it is mixed into the weld metal at the time of welding to lower the weld metal part toughness. For this reason, Al is limited to 0.05% or less. In addition, Preferably it is 0.010 to 0.045%.
Ｎ：０．００４０％以下
Ｎは、鋼中に固溶している場合には、冷間加工後に歪時効を起こし靭性を劣化させる。このため、Ｔｉなどの窒化物形成元素を添加して窒化物として固定することにより、固溶窒素は可能な限り低減することが好ましい。ＴｉＮなどの窒化物は、粒界をピンニングして結晶粒の粗大化を防止し、あるいは、フェライト変態核として作用し、ＨＡＺ靭性の向上に寄与する。このため、Ｎは０．００１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｎの含有量が０．００４０％を超えると、Ｔｉなどの窒化物形成元素により窒化物として固定しても、窒化物が粗大になり、靭性の劣化が著しくなる。このため、Ｎの含有量は０．００４０％以下に限定した。好ましくは０．００３０％以下である。
N: 0.0040% or less N, when dissolved in steel, causes strain aging after cold working and deteriorates toughness. For this reason, it is preferable to reduce solute nitrogen as much as possible by adding a nitride-forming element such as Ti and fixing it as a nitride. Nitrides such as TiN prevent grain coarsening by pinning grain boundaries, or act as ferrite transformation nuclei and contribute to the improvement of HAZ toughness. For this reason, N is preferably 0.0010% or more. On the other hand, if the content of N exceeds 0.0040%, even if the nitride is fixed as a nitride by a nitride-forming element such as Ti, the nitride becomes coarse and the toughness deteriorates significantly. For this reason, the N content is limited to 0.0040% or less. Preferably it is 0.0030% or less.
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％
Ｔｉは、Ｎとの親和力が強い元素であり、凝固時にＴｉＮとして析出し、鋼中の固溶Ｎを減少させ、冷間加工後のＮの歪時効による靭性劣化を低減する作用を有する。また、Ｔｉは、ＨＡＺの組織改善を介して、ＨＡＺ靭性の向上にも寄与する。このような効果を得るためには、０．００５％以上の含有を必要とする。一方、０．０２０％を超えて含有すると、ＴｉＮ粒子が粗大化し、上記した効果が期待できなくなる。このため、Ｔｉは０．００５〜０．０２０％の範囲に限定する。なお、好ましくは０．００７〜０．０１５％である。
Ti: 0.005-0.020%
Ti is an element having a strong affinity for N, and precipitates as TiN during solidification, thereby reducing solid solution N in the steel and reducing the toughness deterioration due to strain aging of N after cold working. Ti also contributes to the improvement of HAZ toughness through the improvement of the HAZ structure. In order to acquire such an effect, 0.005% or more of content is required. On the other hand, if the content exceeds 0.020%, the TiN particles become coarse and the above-described effects cannot be expected. For this reason, Ti is limited to 0.005 to 0.020% of range. In addition, Preferably it is 0.007 to 0.015%.
Ｍｏ：０．２０〜０．６０％
Ｍｏは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。ＴＳが６４０ＭＰａ以上の鋼板を安定して製造するためには０．２０％以上の含有を必要とする。しかし、０．６０％を超えると溶接性が劣化する。このため、Ｍｏは０．２０〜０．６０％の範囲に限定する。なお、好ましくは０．５０％以下である。
Mo: 0.20 to 0.60%
Mo is an element effective for improving toughness and increasing strength. In order to stably produce a steel plate having a TS of 640 MPa or more, a content of 0.20% or more is required. However, if it exceeds 0.60%, the weldability deteriorates. For this reason, Mo is limited to the range of 0.20 to 0.60%. In addition, Preferably it is 0.50% or less.
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％
Ｎｂは、焼入れ性を向上する元素である。また、結晶粒の成長を抑制しＨＡＺ靭性の向上に寄与する。このような効果を得るためには、０．００５％以上の含有を必要とする。しかし、０．０３０％を超えると、焼入れ性が過剰に高くなり、ＨＡＺ靭性および母材靭性が劣化する。このため、Ｎｂは０．００５〜０．０３０％の範囲に限定する。なお、好ましくは０．０１０〜０．０２５％である。
Nb: 0.005 to 0.030%
Nb is an element that improves hardenability. Moreover, it suppresses the growth of crystal grains and contributes to the improvement of HAZ toughness. In order to acquire such an effect, 0.005% or more of content is required. However, if it exceeds 0.030%, the hardenability becomes excessively high, and the HAZ toughness and the base metal toughness deteriorate. For this reason, Nb is limited to 0.005 to 0.030% of range. In addition, Preferably it is 0.010 to 0.025%.
２．０≦Ｔｉ／Ｎ≦４．０
本発明では、Ｎ含有量に見合う量のＴｉを含有させ、固溶ＮをＴｉＮとして固定する。ＴｉＮは、粒界をピンニングして結晶粒の粗大化を防止し、あるいは、フェライト変態核として作用し、ＨＡＺ靭性の向上に寄与する。このため、Ｔｉ含有量（質量％）とＮ含有量（質量％）との比、Ｔｉ／Ｎが２．０以上４．０以下を満足するように、Ｔｉ量およびＮ量を調整する。Ｔｉ／Ｎが２．０未満では、Ｎ量に比べてＴｉ量が少なすぎるため、多くのＮが固溶Ｎとして残存する。その結果、ＨＡＺ靭性が低下したり、溶接部からの脆性破壊発生により部材変形性能が低下する場合がある。このため、Ｔｉ／Ｎを２．０以上に限定する。一方、Ｔｉ／Ｎが４．０を超えると、ＴｉＮ粒子が粗大化して、所望の効果を確保できなくなる。このため、Ｔｉ／Ｎを２．０〜４．０の範囲に限定する。なお、好ましくは、３．０〜３．８の範囲である。
2.0 ≦ Ti / N ≦ 4.0
In the present invention, an amount of Ti corresponding to the N content is contained, and the solid solution N is fixed as TiN. TiN pins grain boundaries to prevent coarsening of crystal grains, or acts as a ferrite transformation nucleus and contributes to improvement of HAZ toughness. For this reason, the amount of Ti and the amount of N are adjusted so that the ratio of Ti content (mass%) to N content (mass%), Ti / N satisfies 2.0 or more and 4.0 or less. When Ti / N is less than 2.0, the amount of Ti is too small compared to the amount of N, and thus a large amount of N remains as solid solution N. As a result, the HAZ toughness may decrease or the member deformation performance may decrease due to the occurrence of brittle fracture from the weld. For this reason, Ti / N is limited to 2.0 or more. On the other hand, when Ti / N exceeds 4.0, TiN particles are coarsened and a desired effect cannot be ensured. For this reason, Ti / N is limited to the range of 2.0-4.0. In addition, Preferably, it is the range of 3.0-3.8.
上記以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。 The balance other than the above is Fe and inevitable impurities.
さらに、上記成分組成に、Ｃｒ：０．０５〜０．６０％、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｎｉ：０．０５〜０．８０％、Ｖ：０．００１〜０．０７０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、の1種または２種以上を含有し、さらにＣｅｑが、０．４０〜０．５０を満足することにより、鋼板の強度、ＨＡＺ靭性をさらに改善することができる。
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｂはいずれも、鋼の強度を増加させる作用を有する元素であり、１種または２種以上を選択して含有できる。
Further, the above component composition is Cr: 0.05-0.60%, Cu: 0.05-0.50%, Ni: 0.05-0.80%, V: 0.001-0.070% B: One or more of 0.0003 to 0.0030%, and further Ceq satisfies 0.40 to 0.50, thereby further improving the strength and HAZ toughness of the steel sheet. be able to.
Cr, Cu, Ni, V, and B are all elements that have an action of increasing the strength of steel, and can be selected from one or more kinds.
Ｃｒ：０．０５〜０．６０％
Ｃｒは、焼入性向上を介し、母材の強度を増加させる元素であり、厚鋼板の高強度化に有用な元素である。このような効果を得るためには、０．０５％以上含有することが好ましいが、０．６０％を超える含有は、合金コストの増加を招く。このため、含有する場合には、Ｃｒは０．０５〜０．６０％の範囲に限定する。なお、より好ましくは０．１０〜０．６０％である。
Cr: 0.05-0.60%
Cr is an element that increases the strength of the base material through improvement in hardenability, and is an element useful for increasing the strength of thick steel plates. In order to acquire such an effect, it is preferable to contain 0.05% or more, but inclusion exceeding 0.60% causes an increase in alloy cost. For this reason, when contained, Cr is limited to a range of 0.05 to 0.60%. In addition, More preferably, it is 0.10 to 0.60%.
Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｎｉ：０．０５〜０．８０％
Ｃｕ、Ｎｉは、固溶強化や焼入性向上を介して、鋼板の強度を増加させ、厚鋼板の高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、０．０５％以上含有することが好ましいが、Ｃｕの０．５０％を超える含有、Ｎｉの０．８０％を超える含有は、合金コストの増加を招くうえ、熱間脆性による表面性状の劣化を招く。このため、含有する場合には、Ｃｕは０．０５〜０．５０％、Ｎｉは０．０５〜０．８０％、の範囲に限定する。なお、より好ましくはＣｕ、Ｎｉとも０．１０〜０．５０％である。
Cu: 0.05 to 0.50%, Ni: 0.05 to 0.80%
Cu and Ni increase the strength of the steel sheet through solid solution strengthening and hardenability improvement, and contribute to increasing the strength of the thick steel sheet. In order to obtain such an effect, it is preferable to contain 0.05% or more. However, if Cu is contained in excess of 0.50% and Ni is contained in excess of 0.80%, the alloy cost is increased. The surface quality is deteriorated due to hot brittleness. For this reason, when contained, Cu is limited to a range of 0.05 to 0.50%, and Ni is limited to a range of 0.05 to 0.80%. More preferably, both Cu and Ni are 0.10 to 0.50%.
Ｖ：０．００１〜０．０７０％
Ｖは、析出強化によって、強度を増加させるのに有効な元素である。このような効果を得るためには、０．００１％以上の含有が好ましい。しかし、０．０７０％を超えて添加すると、ＨＡＺ靭性および母材靭性が劣化する。従って、Ｖを添加する場合は０．０７０％以下とする。より好適には０．００５〜０．０６０％である。
V: 0.001 to 0.070%
V is an element effective for increasing the strength by precipitation strengthening. In order to obtain such an effect, the content is preferably 0.001% or more. However, if added over 0.070%, HAZ toughness and base metal toughness deteriorate. Accordingly, when V is added, the content is made 0.070% or less. More preferably, it is 0.005 to 0.060%.
Ｂ：０．０００３〜０．００３０％
Ｂは焼入れ性の向上を介し、鋼の強度増加に寄与する元素である。このような効果を得るために、０．０００３％以上含有することが好ましい。しかし、０．００３０％を超える含有は、母材やＨＡＺ靭性を劣化させる。このため、含有する場合には、Ｂは０．０００３〜０．００３０％の範囲に限定する。なお、より好ましくは０．０００６〜０．００２０％である。
B: 0.0003 to 0.0030%
B is an element that contributes to an increase in the strength of steel through the improvement of hardenability. In order to acquire such an effect, it is preferable to contain 0.0003% or more. However, the content exceeding 0.0030% deteriorates the base material and the HAZ toughness. For this reason, when it contains, B is limited to 0.0003 to 0.0030% of range. In addition, More preferably, it is 0.0006 to 0.0020%.
Ｃｅｑ：０．４０〜０．５０
Ｃｅｑが、０．４０未満では、所望の母材強度を確保できないうえ、溶接熱影響部の軟化を所望の許容限度内に抑えることができない。一方、Ｃｅｑが、０．５０を超えて高くなると、溶接性が低下するとともに、母材靭性、ＨＡＺ靭性が低下する。このため、Ｃｅｑは０．４０〜０．５０の範囲に限定した。なお、Ｃｅｑは下記式（１）で定義される。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋Ｎｉ／４０＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４…（１）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、は各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。
Ceq: 0.40 to 0.50
If Ceq is less than 0.40, the desired strength of the base metal cannot be secured, and the softening of the weld heat affected zone cannot be suppressed within a desired allowable limit. On the other hand, when Ceq is higher than 0.50, the weldability is lowered and the base metal toughness and the HAZ toughness are lowered. For this reason, Ceq was limited to the range of 0.40 to 0.50. Ceq is defined by the following formula (1).
Ceq = C + Si / 24 + Mn / 6 + Cr / 5 + Ni / 40 + Mo / 4 + V / 14 (1)
Here, C, Si, Mn, Cr, Ni, Mo, and V represent the content (% by mass) of each element, and 0 when not contained.
次に、本発明の金属組織について説明する。 Next, the metal structure of the present invention will be described.
本発明では、引張強さ６４０ＭＰａ以上と、降伏比８０％以下とを兼備させるために、鋼板表面から板厚方向に５ｍｍ未満の範囲における金属組織が、島状マルテンサイト（ＭＡ）の面積率が５〜２０％であり、残部がベイナイトであり、板厚方向に５ｍｍ以上から板厚中央部までの範囲における金属組織が、旧オーステナイト粒径が６０μｍ以下であり、ベイナイトの面積率が７０％以上、ベイナイト以外の残部が、島状マルテンサイト（ＭＡ）が１０％以下（０％含む）、あるいはさらに、パーライトおよび／またはフェライト、からなる金属組織とする。 In the present invention, in order to combine a tensile strength of 640 MPa or more and a yield ratio of 80% or less, the metal structure within a range of less than 5 mm from the steel sheet surface to the sheet thickness direction has an area ratio of island martensite (MA). 5-20%, the balance is bainite, the metal structure in the range from 5 mm or more to the thickness center in the thickness direction, the prior austenite grain size is 60 μm or less, and the area ratio of bainite is 70% or more. The remainder other than bainite has a metal structure composed of 10% or less (including 0%) of island-like martensite (MA), or further, pearlite and / or ferrite.
鋼板表面から板厚方向に５ｍｍ未満の範囲における金属組織：面積率で、島状マルテンサイト（ＭＡ）が５〜２０％であり、残部がベイナイト
鋼板表面から板厚方向に５ｍｍ未満までの範囲において、鋼板表層部をベイナイト（Ｂ）＋島状マルテンサイト（ＭＡ）の２相組織にすることにより、高強度を保ったまま低降伏比化を実現することができる。ＭＡはベイナイトと比べ硬質であり、その周りのベイナイトを歪ませて可動転位を多数導入できる。このため、ベイナイト（Ｂ）＋島状マルテンサイト（ＭＡ）の２相組織では、ベイナイト単相組織に比べ、より低応力で転位が移動するようになるため、降伏応力が低下し、ベイナイト単相組織に比べ、低降伏比とすることが可能である。また、このような２相組織にすることにより、軟質相であるフェライト（Ｆ）を含んだＦ＋Ｂの２相鋼とは異なり、高強度を保ったまま低降伏比を達成することが可能である。表層が低降伏比であると、表層がより低応力で降伏する。表層が降伏すると、表層以外の部分に応力が集中して、表層以外の部分も降伏するため、鋼板全体の見かけの降伏応力が低下して、鋼板全体を低降伏比とすることができる。
Metallic structure in the range of less than 5 mm from the steel sheet surface to the sheet thickness direction: area ratio, 5 to 20% of the island martensite (MA), and the remainder in the range from the bainite steel sheet surface to less than 5 mm in the sheet thickness direction By making the steel sheet surface layer part a two-phase structure of bainite (B) + island martensite (MA), a low yield ratio can be realized while maintaining high strength. MA is harder than bainite and can distort the surrounding bainite to introduce a large number of movable dislocations. For this reason, in the two-phase structure of bainite (B) + island martensite (MA), dislocations move at a lower stress than in the bainite single-phase structure, so the yield stress decreases, and the bainite single-phase structure Compared to the structure, it is possible to have a low yield ratio. In addition, by using such a two-phase structure, unlike a F + B two-phase steel containing ferrite (F) which is a soft phase, it is possible to achieve a low yield ratio while maintaining high strength. . If the surface layer has a low yield ratio, the surface layer yields with lower stress. When the surface layer yields, stress concentrates on the portion other than the surface layer, and the portion other than the surface layer also yields. Therefore, the apparent yield stress of the entire steel plate is lowered, and the entire steel plate can be made to have a low yield ratio.
本発明において、島状マルテンサイト（ＭＡ）の面積率が５％未満では、可動転位の導入が少なく、所望の低降伏比とすることができない。また、ＭＡはベイナイトと比べ硬質であり、脆性亀裂の発生起点として作用するため、ＭＡの面積率が２０％を超えると母材の靭性が極度に低下する。このため、鋼板表面から板厚方向に５ｍｍ未満までの範囲において、ＭＡは５〜２０％とする。好ましくは８〜１８％である。 In the present invention, when the area ratio of island-like martensite (MA) is less than 5%, the introduction of movable dislocations is small, and a desired low yield ratio cannot be obtained. Moreover, since MA is harder than bainite and acts as a starting point of brittle cracks, when the area ratio of MA exceeds 20%, the toughness of the base material extremely decreases. For this reason, MA is 5 to 20% in the range from the steel plate surface to the thickness direction less than 5 mm. Preferably it is 8 to 18%.
なお、一般的に、上部ベイナイトはベイナイトラス間、あるいは粒界に島状マルテンサイト（ＭＡ）を含む組織であり、ベイナイトを構成するベイニティックフェライト（ベイナイトラス）とＭＡの両方を含む組織全体をベイナイトとしている。しかし、本発明では、ＭＡはベイナイトと別の組織として区別した。本発明では一般的な上部ベイナイト組織からＭＡを除いた部分をベイナイトとする。また、ＭＡを含まない下部ベイナイトは組織全体をベイナイトとする。 In general, the upper bainite is a structure containing island martensite (MA) between bainite laths or at grain boundaries, and the entire structure containing both bainitic ferrite (bainite lath) and MA constituting bainite. Bay night. However, in the present invention, MA is distinguished from bainite as a separate structure. In the present invention, a portion obtained by removing MA from a general upper bainite structure is referred to as bainite. Further, the lower bainite not containing MA has the entire structure as bainite.
板厚方向に５ｍｍ以上から板厚中央部までの範囲における金属組織：旧オーステナイト粒径が６０μｍ以下
旧オーステナイト粒径はベイナイト変態する前のオーステナイトの粒径である。ベイナイトは、原子の長距離拡散を伴わずに剪断的にオーステナイトから変態した変態生成相である。このため、ベイナイト変態前のオーステナイト粒界は保存され、旧オーステナイト粒径は組織観察により容易に測定できる。ベイナイト変態により、オーステナイト結晶粒は、ほぼ同じ結晶方位を有する下部組織（ラス）の集団であるブロックまたはパケットに分断される。したがって、オーステナイト粒径が小さくなると、必然的に変態後のブロックまたはパケットの粒径も小さくなる。ブロックまたはパケットは脆性破壊における破面単位であるので、旧オーステナイト粒径が小さくなると、破面単位が小さくなり靭性が向上する。このため、板厚方向に５ｍｍ以上から板厚中央部までの範囲における金属組織の旧オーステナイト粒径を６０μｍ以下と規定した。旧オーステナイト粒径が６０μｍを超えると所望の靭性が得られない。好ましくは５０μｍ以下である。なお、旧オーステナイト粒径の下限は特に限定しないが、実際上、本発明の製造条件では旧オーステナイト粒径は１０μｍ以上である。
Metal structure in the range from 5 mm or more to the center of the plate thickness in the plate thickness direction: the prior austenite particle size is 60 μm or less The prior austenite particle size is the particle size of austenite before bainite transformation. Bainite is a transformation-generating phase that is sheared from austenite without long-range diffusion of atoms. For this reason, the austenite grain boundary before bainite transformation is preserved, and the prior austenite grain size can be easily measured by structure observation. Due to the bainite transformation, austenite grains are divided into blocks or packets that are groups of substructures (lass) having substantially the same crystal orientation. Therefore, when the austenite particle size is reduced, the particle size of the block or packet after transformation is inevitably reduced. Since the block or packet is a fracture surface unit in brittle fracture, when the prior austenite grain size becomes smaller, the fracture surface unit becomes smaller and the toughness is improved. For this reason, the prior austenite grain size of the metal structure in the range from 5 mm or more to the plate thickness center in the plate thickness direction was defined as 60 μm or less. If the prior austenite grain size exceeds 60 μm, the desired toughness cannot be obtained. Preferably it is 50 micrometers or less. The lower limit of the prior austenite particle size is not particularly limited, but in practice, the prior austenite particle size is 10 μm or more under the production conditions of the present invention.
板厚方向に５ｍｍ以上から板厚中央部までの範囲における金属組織：面積率で、ベイナイトが７０％以上、残部が、島状マルテンサイト（ＭＡ）１０％以下（０％を含む）、あるいはさらに、パーライトおよび／またはフェライト
鋼板全体を、前述したＢ＋ＭＡの２相組織にしてしまうと、鋼板内部の靭性が著しく劣化してしまう。このため、鋼板内部（板厚方向に５ｍｍ以上板厚中央部までの範囲）については、主相をベイナイトとし、ベイナイトの面積率を７０％以上にすることにより、強度と靭性を保つことができる。ベイナイトの面積率が７０％未満では所望の強度が得られない。このため、ベイナイトの面積率は７０％以上とする。ベイナイトの面積率は好ましくは９０％以上、より好ましくは９５％以上である。また、ベイナイト以外の残部は、島状マルテンサイト、あるいはさらに、パーライトおよび／またはフェライトとする。島状マルテンサイト（ＭＡ）が多く存在すると靭性を保つことができないため、島状マルテンサイト（ＭＡ）は１０％以下（０％を含む）とする。島状マルテンサイト（ＭＡ）が１０％超えでは、靭性が低下し所望の靭性が得られない。なお、ベイナイト以外のＭＡ、パーライトおよびフェライトは少ないほど好ましく、鋼板内部はベイナイト１００％（ベイナイト単相）が最も好ましい。すなわち、ＭＡ、パーライトおよびフェライトは、全く、無い方が好ましい。なお、この場合のベイナイトはＭＡを含まないベイナイト（下部ベイナイト）である。また、ＭＡではないマルテンサイト（一般的なマルテンサイト）は生成させない。マルテンサイト組織は結晶粒の一部または全部で、ある程度広い領域にわたって、マルテンサイトである組織であり、ベイナイトラス間あるいは粒界に小さいマルテンサイトが分散して生成するＭＡとは異なる。マルテンサイトが生成すると、マルテンサイトは高強度で降伏強度も高いため、低降伏比とすることが困難となり、靭性も低下する。
Metal structure in the range from 5 mm or more to the center of the plate thickness in the plate thickness direction: area ratio, bainite is 70% or more, and the remainder is island martensite (MA) 10% or less (including 0%), or further If the entire pearlite and / or ferrite steel sheet has the above-described B + MA two-phase structure, the toughness inside the steel sheet will be significantly deteriorated. For this reason, the strength and toughness can be maintained by setting the main phase to bainite and the area ratio of bainite to 70% or more for the inside of the steel plate (in the range from 5 mm to the center of the plate thickness in the plate thickness direction). . If the area ratio of bainite is less than 70%, the desired strength cannot be obtained. For this reason, the area ratio of bainite is 70% or more. The area ratio of bainite is preferably 90% or more, more preferably 95% or more. The remainder other than bainite is island martensite, or further pearlite and / or ferrite. If a large amount of island martensite (MA) is present, the toughness cannot be maintained. Therefore, the island martensite (MA) is 10% or less (including 0%). If the island martensite (MA) exceeds 10%, the toughness decreases and the desired toughness cannot be obtained. The MA, pearlite and ferrite other than bainite are preferably as few as possible, and the inside of the steel sheet is most preferably 100% bainite (bainite single phase). That is, it is preferable that there is no MA, pearlite, and ferrite. In addition, the bainite in this case is a bainite (lower bainite) which does not contain MA. Further, martensite that is not MA (general martensite) is not generated. The martensite structure is a structure that is martensite in a part or all of crystal grains over a certain wide area, and is different from MA in which small martensite is dispersed and generated between bainite laths or grain boundaries. When martensite is generated, martensite has high strength and high yield strength, so that it becomes difficult to achieve a low yield ratio, and toughness also decreases.
次に、本発明の製造条件について、説明する。 Next, the manufacturing conditions of the present invention will be described.
本発明の製造方法は、上述した成分組成を有する鋼を、１０５０〜１２００℃に加熱後、表面温度が９５０℃以下の温度域での累積圧下量が３０％以上で、圧延終了温度が表面温度でＡｒ３変態点以上９００℃以下となる熱間圧延を行い、その後、第一の冷却として、表面温度でＡｒ３変態点以上の温度から冷却を開始し、表面の平均冷却速度が５０℃／ｓ以上で冷却し、表面温度で（ＢＳ−１５０）℃以上（ＢＳ−３０）℃以下で冷却を停止する加速冷却を行い、前記第一の冷却停止後、表面温度が冷却停止温度から３０℃以上上昇しかつ、ＢＳ℃以下の温度まで復熱し、次いで、第二の冷却として、板厚の１／２位置の平均冷却速度が１０℃／ｓ以上として、１／２位置温度がＭｓ以上６００℃以下になるまで加速冷却する。なお、鋼材（鋼素材（スラブ）または鋼板）の温度は特に断らない限り、鋼材の表面温度を意味する。 In the production method of the present invention, after heating the steel having the above-described component composition to 1050 to 1200 ° C., the cumulative reduction amount in the temperature range where the surface temperature is 950 ° C. or less is 30% or more, and the rolling end temperature is the surface temperature Then, hot rolling is performed at an Ar3 transformation point to 900 ° C or less, and then, as the first cooling, cooling is started at a surface temperature from the Ar3 transformation point or more to an average surface cooling rate of 50 ° C / s or more. Then, accelerated cooling is performed to stop the cooling at a surface temperature of (B S −150) ° C. or higher and (B S −30) ° C. or lower. The temperature rises above and is reheated to a temperature not higher than B S ° C. Then, as the second cooling, the average cooling rate at the 1/2 position of the plate thickness is 10 ° C./s or more, and the 1/2 position temperature is Ms or more. Accelerate cooling to 600 ° C or lower. The temperature of the steel material (steel material (slab) or steel plate) means the surface temperature of the steel material unless otherwise specified.
まず、上述した成分組成を有する鋼を、転炉、電気炉等の溶製手段により溶製し、連続鋳造法または造塊〜分塊法等でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。なお、溶製方法、鋳造法について上記した方法に限定されるものではない。その後、所望の形状に圧延し、圧延後に、冷却および加熱を行う。 First, it is preferable that the steel having the above-described component composition is melted by a melting means such as a converter or an electric furnace, and is made into a steel material such as a slab by a continuous casting method or an ingot-bundling method. The melting method and the casting method are not limited to the methods described above. Then, it rolls to a desired shape and performs cooling and heating after rolling.
鋼素材の加熱温度：１０５０〜１２００℃
加熱温度が１０５０℃未満では、Ｔｉ、Ｍｏなどの炭化物を完全に固溶させることができず、得られる厚鋼板の強度が低下しやすい。一方、鋼素材の加熱温度が１２００℃を超えると、組織が粗大化して得られる厚鋼板の靭性が低下する。このため、鋼素材の加熱温度は１０５０〜１２００℃とする。なお、好ましくは１０８０℃〜１１５０℃である。
Heating temperature of steel material: 1050-1200 ° C
If heating temperature is less than 1050 degreeC, carbide | carbonized_materials, such as Ti and Mo, cannot be dissolved completely, and the intensity | strength of the obtained thick steel plate tends to fall. On the other hand, when the heating temperature of the steel material exceeds 1200 ° C., the toughness of the thick steel plate obtained by coarsening the structure decreases. For this reason, the heating temperature of a steel raw material shall be 1050-1200 degreeC. In addition, Preferably it is 1080 to 1150 degreeC.
表面温度が９５０℃以下の温度域での累積圧下量：３０％以上
本発明では、得られる厚鋼板のミクロ組織を適度に微細化するため制御圧延を行う。表面温度で９５０℃以下の温度域での累積圧下量が３０％未満では、組織が粗大化し、得られる厚鋼板において所望の靭性を確保できなくなる。このため、表面温度で９５０℃以下の温度域での累積圧下量を３０％以上に限定する。なお、好ましくは３３％以上である。なお、９５０℃を超える温度域では、圧延後に再結晶が瞬時に起こり、結晶粒が成長するため、結晶粒の微細化には９５０℃を超える温度域での圧下量は結晶の微細化にほとんど寄与しない。
Cumulative rolling reduction in a temperature range where the surface temperature is 950 ° C. or lower: 30% or more In the present invention, controlled rolling is performed to appropriately refine the microstructure of the resulting thick steel plate. If the cumulative reduction amount in the temperature range of 950 ° C. or less at the surface temperature is less than 30%, the structure becomes coarse and desired toughness cannot be secured in the resulting thick steel plate. For this reason, the cumulative reduction amount in the temperature range of 950 ° C. or less at the surface temperature is limited to 30% or more. In addition, Preferably it is 33% or more. In the temperature range exceeding 950 ° C., recrystallization occurs instantaneously after rolling and crystal grains grow. Therefore, the reduction amount in the temperature range exceeding 950 ° C. is almost the same as the crystal miniaturization. Does not contribute.
圧延終了温度：表面温度でＡｒ３変態点以上９００℃以下
圧延終了温度が表面温度で９００℃を超えると、組織が粗大化し得られる厚鋼板において所望の靭性を確保できなくなる。一方、圧延終了温度が表面温度でＡｒ３変態点未満では、圧延中あるいは圧延直後にフェライトが生成し、粗大化して、表層部の靱性が低下する。このため、圧延終了温度は表面温度でＡｒ３温度以上９００℃以下に限定する。好ましくは７８０〜８５０℃である。
Rolling end temperature: Ar3 transformation point or more and 900 ° C. or less at the surface temperature When the rolling end temperature exceeds 900 ° C. at the surface temperature, it becomes impossible to secure desired toughness in the thick steel plate obtained by coarsening the structure. On the other hand, if the rolling end temperature is less than the Ar3 transformation point at the surface temperature, ferrite is generated during rolling or immediately after rolling and becomes coarse, and the toughness of the surface layer portion decreases. For this reason, rolling end temperature is limited to Ar3 temperature or more and 900 degrees C or less by surface temperature. Preferably it is 780-850 degreeC.
なお、Ａｒ３変態点は、下記式を用いて算出した値を用いるものとする。
Ａｒ３変態点（℃）＝９００−３３２Ｃ＋６Ｓｉ−７７Ｍｎ−２０Ｃｕ−５０Ｎｉ−１８Ｃｒ−６８Ｍｏ・・・（３）
上記式（３）において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは、各元素の含有量（質量％）とし、上記式で記載された元素が含有されない場合には、当該元素を零として計算するものとする。
As the Ar3 transformation point, a value calculated using the following formula is used.
Ar3 transformation point (° C.) = 900-332C + 6Si-77Mn-20Cu-50Ni-18Cr-68Mo (3)
In the above formula (3), C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, and Mo are the contents (mass%) of each element, and when the element described in the above formula is not contained, It shall be calculated as zero.
次に、本発明の冷却条件について図１を用いて説明する。図１は表面および板厚１／２の温度履歴をＣＣＴ図（連続冷却変態図）に重ねた模式図である（この図は本発明の冷却条件と組織形成の関係を模式的に表したものであり、実際のＣＣＴ図、冷却曲線を示すものではない）。図中のＢ、Ｆ、Ｐ、Ｍはそれぞれベイナイト、フェライト、パーライト、マルテンサイトが生成する温度−時間領域である。第１の冷却によって鋼板表層部は、表面温度で平均冷却速度が５０℃／ｓ以上で冷却される。板厚１／２は第１の冷却によって冷却されるが、表層ほど急速には温度が低下しない。また、板厚１／２は、表層が冷却されてから熱伝導によって冷却されるため、板厚１／２の温度変化は加速冷却の開始から時間的遅れがある。このため、板厚１／２の第一の冷却は、第一の冷却の開始によって板厚１／２の冷却速度が増加しはじめた時点から、第一の冷却の停止によって板厚１／２の冷却速度が減少しはじめた時点までとする。なお、表面温度は加速冷却の開始と同時に冷却速度が増加し、加速冷却の停止と同時に冷却速度が低下する。第一の冷却によって表層はベイナイト変態を開始し、表面温度が（ＢＳ−１５０）℃以上（ＢＳ−３０）℃以下で冷却を停止する。第一の冷却の停止後、表層は復熱し温度が上昇する。第一の冷却の停止後、板厚１／２の温度の冷却速度は低下し、板厚１／２の温度はＡｒ３変態点以上を保つ。表面温度が３０℃以上上昇した後、表面温度がＢｓ以下の温度から第二の冷却を開始する。板厚の１／２位置の平均冷却速度を１０℃／ｓ以上で加速冷却し、１／２位置温度がＭｓ以上６００℃以下になるまで加速冷却する。表面の温度は、板厚の１／２位置よりも急速に冷却され、第二の冷却を停止すると復熱し温度が上昇する。なお、前述のように、板厚の１／２位置の温度変化は加速冷却の開始、停止から時間的遅れを伴う。このため、第二の冷却による板厚の１／２位置の平均冷却速度は、第二の冷却の開始によって板厚１／２の冷却速度が増加しはじめた時点から、第二の冷却の停止によって板厚１／２の冷却速度が減少しはじめた時点までの平均冷却速度とする。 Next, the cooling conditions of the present invention will be described with reference to FIG. FIG. 1 is a schematic diagram in which the temperature history of the surface and a plate thickness of 1/2 is superimposed on a CCT diagram (continuous cooling transformation diagram) (this diagram schematically shows the relationship between cooling conditions and structure formation of the present invention). And does not show an actual CCT diagram or cooling curve). B, F, P, and M in the figure are temperature-time regions where bainite, ferrite, pearlite, and martensite are generated, respectively. By the first cooling, the steel sheet surface layer portion is cooled at the surface temperature at an average cooling rate of 50 ° C./s or more. The plate thickness 1/2 is cooled by the first cooling, but the temperature does not decrease as rapidly as the surface layer. Further, since the plate thickness 1/2 is cooled by heat conduction after the surface layer is cooled, the temperature change of the plate thickness 1/2 has a time delay from the start of accelerated cooling. For this reason, the first cooling of the plate thickness 1/2 starts from the point when the cooling rate of the plate thickness 1/2 starts to increase by the start of the first cooling, and the plate thickness 1/2 by the stop of the first cooling. Until the cooling rate begins to decrease. Note that the cooling rate of the surface temperature increases simultaneously with the start of accelerated cooling, and decreases when the accelerated cooling stops. The surface layer starts the bainite transformation by the first cooling, and the cooling is stopped when the surface temperature is (B S −150) ° C. or higher and (B S −30) ° C. or lower. After stopping the first cooling, the surface layer is reheated and the temperature rises. After the stop of the first cooling, the cooling rate at the temperature of the plate thickness ½ decreases, and the temperature of the plate thickness ½ maintains the Ar3 transformation point or more. After the surface temperature rises by 30 ° C. or more, the second cooling is started from a temperature at which the surface temperature is Bs or less. Accelerated cooling is performed at an average cooling rate of 1/2 position of the plate thickness at 10 ° C./s or more, and accelerated cooling is performed until the 1/2 position temperature becomes Ms or more and 600 ° C. or less. The surface temperature is cooled more rapidly than the half position of the plate thickness, and when the second cooling is stopped, the heat is recovered and the temperature rises. As described above, the temperature change at the 1/2 position of the plate thickness is accompanied by a time delay from the start and stop of the accelerated cooling. Therefore, the average cooling rate at the 1/2 position of the plate thickness due to the second cooling is the second cooling stop from the point when the cooling rate of the plate thickness 1/2 starts to increase due to the start of the second cooling. Thus, the average cooling rate up to the point when the cooling rate of 1/2 the plate thickness starts to decrease is set.
以下に、各冷却温度条件について説明する。 Below, each cooling temperature condition is demonstrated.
第一の冷却の開始温度：表面温度でＡｒ３変態点以上の温度
第一の冷却の開始温度が、Ａｒ３変態点未満では、加速冷却開始前にフェライトが生成し、粗大化するため、表層部のフェライト粒の微細化が達成できなくなり、表層部の靭性が低下する。このため、第一の冷却の開始温度をＡｒ３変態点以上に限定する。
First cooling start temperature: temperature above the Ar3 transformation point at the surface temperature If the first cooling start temperature is less than the Ar3 transformation point, ferrite is generated and coarsened before the start of accelerated cooling. Finer ferrite grains cannot be achieved, and the toughness of the surface layer portion decreases. For this reason, the first cooling start temperature is limited to the Ar3 transformation point or higher.
第一の冷却の冷却速度：表面の平均冷却速度が５０℃／ｓ以上
冷却速度が５０℃／ｓ未満では、板厚の１／２位置の温度がＡｒ３変態点以上を保ったまま、表面温度を（ＢＳ−１５０）℃以上（ＢＳ−３０）℃以下まで低下させるとが困難である。このため、第一の冷却の冷却速度を、表面の平均冷却速度が５０℃／ｓ以上とする。なお、ここでいう「表面の平均冷却速度」とは、鋼板表面における加速冷却開始から終了までの平均の冷却速度をいう。
Cooling rate of the first cooling: When the average cooling rate of the surface is 50 ° C./s or more and less than 50 ° C./s, the surface temperature is maintained while maintaining the temperature at the 1/2 position of the plate thickness above the Ar3 transformation point. Is reduced to (B S −150) ° C. or higher and (B S −30) ° C. or lower. For this reason, the cooling rate of the first cooling is such that the average cooling rate of the surface is 50 ° C./s or more. Here, the “average surface cooling rate” refers to the average cooling rate from the start to the end of accelerated cooling on the steel sheet surface.
第一の冷却の冷却停止温度：表面温度が（ＢＳ−１５０）℃以上（ＢＳ−３０）℃以下、板厚の１／２位置の温度がＡｒ３変態点以上
第一の冷却では、表層部と内部との温度差がある程度生じるように冷却し、冷却停止後の復熱により、表層部に島状マルテンサイトを生成させる。また、第一の冷却での加速冷却において、冷却停止温度が表面温度で（ＢＳ−１５０）℃未満では温度が低くなりすぎ、ＭＡが生成しない下部ベイナイト組織、あるいはマルテンサイト組織が生じてしまう。一方、冷却停止温度が表面温度で（ＢＳ−３０）℃を超える温度ではベイナイト変態がほとんど進まず、その後の復熱においても変態せず、大部分が未変態のオーステナイトとして残存する。この未変態のオーステナイトは第二の冷却により変態し、ＭＡが生成しない下部ベイナイト組織、あるいはマルテンサイト組織となる。したがって、冷却停止温度が表面温度で（ＢＳ−３０）℃を超える温度では所望のＭＡ量を確保できない。このため、冷却停止時の表面温度は（ＢＳ−１５０）℃以上（ＢＳ−３０）℃以下とする。また、板厚の１／２位置の温度はＡｒ３変態点以上を保持し、フェライト変態を起こさないようにする。これは、鋼板内部を第二の冷却でベイナイトを主体とする組織とするためである。鋼板内部は冷却されにくいので、第一の冷却でＡｒ３変態点未満まで冷却されると、第一の冷却の停止後、冷却速度が低下することにより、フェライトが生成する。このため、ベイナイトを主体とする組織とすることが困難となる。したがって、冷却停止時の板厚の１／２位置の温度はＡｒ３変態点以上とする。
なお、Ｂｓはベイナイト変態開始温度であり、以下の式で定義される。
ＢＳ＝８３０−２７０×Ｃ−９０×Ｍｎ−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ−８３Ｍｏ…（２）
式（２）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは各元素の含有量（質量％）とする。
Cooling stop temperature of the first cooling: the surface temperature is (B S −150) ° C. or more and (B S −30) ° C. or less, the temperature at the 1/2 position of the plate thickness is the Ar 3 transformation point or more, and in the first cooling, the surface layer Cooling is performed so that a temperature difference between the portion and the interior is generated to some extent, and island martensite is generated in the surface layer portion by reheating after the cooling is stopped. Further, in the accelerated cooling in the first cooling, when the cooling stop temperature is less than (B S −150) ° C. at the surface temperature, the temperature becomes too low, and a lower bainite structure or a martensite structure in which MA is not generated is generated. . On the other hand, when the cooling stop temperature exceeds (B S -30) ° C. at the surface temperature, the bainite transformation hardly proceeds and is not transformed even in the subsequent recuperation, and most remains as untransformed austenite. This untransformed austenite is transformed by the second cooling to form a lower bainite structure or a martensite structure in which MA is not generated. Therefore, the desired MA amount cannot be secured at a temperature at which the cooling stop temperature exceeds (B S -30) ° C. as the surface temperature. For this reason, the surface temperature when cooling is stopped is set to (B S −150) ° C. or more and (B S −30) ° C. or less. Further, the temperature at the 1/2 position of the plate thickness is maintained at the Ar3 transformation point or higher so as not to cause ferrite transformation. This is because the inside of the steel sheet is made into a structure mainly composed of bainite by the second cooling. Since the inside of the steel sheet is difficult to be cooled, when it is cooled to less than the Ar3 transformation point in the first cooling, ferrite is generated due to a decrease in the cooling rate after the first cooling is stopped. For this reason, it becomes difficult to obtain a structure mainly composed of bainite. Therefore, the temperature at the 1/2 position of the plate thickness when cooling is stopped is set to the Ar3 transformation point or higher.
Bs is a bainite transformation start temperature and is defined by the following equation.
B S = 830-270 × C-90 × Mn-37Ni-70Cr-83Mo (2)
In the formula (2), C, Mn, Ni, Cr, and Mo are the contents (mass%) of each element.
第一の冷却停止後、表面温度が３０℃以上上昇し、Ｂｓ以下の温度まで復熱
本発明では、第一の冷却停止後、表面温度が３０℃以上上昇し、Ｂｓ以下の温度まで復熱後、第二の冷却を開始する。復熱は、表面温度が３０℃以上上昇する時点まで行う。そして、第二の冷却を開始する。ただし、第一の冷却停止後、表面温度はＢｓを超えてはならない。本発明では、第一の冷却と第二の冷却との間の冷却停止中の復熱中に、島状マルテンサイトを生成させる。このため、復熱後の温度、すなわち第二の冷却の冷却開始温度が、島状マルテンサイト生成という組織制御の観点から重要な因子となる。第一の冷却停止後、ベイナイト変態は完全に完了しておらず、ベイナイトラス間に未変態のオーステナイトが残存した状態になっている。この状態で冷却が停止されると、ベイナイトラスからＣが吐き出され、未変態のオーステナイトにＣが濃化する。この未変態のオーステナイトにＣが十分濃化されていれば、未変態のオーステナイトは、第二の冷却により島状マルテンサイト（ＭＡ）に変態する。このため、冷却を停止して復熱を十分にさせなければ所望量のＭＡを含む組織が得られない。このため第一の冷却停止後、表面温度が３０℃以上上昇するまで復熱する。ただし、第一の冷却停止後、表面温度はＢｓを超えてはならない。復熱により、表面温度がＢｓ℃を超えると、表層部において、ベイナイト変態が進行しなくなり、未変態のオーステナイトが残存する。この未変態のオーステナイトが第二の冷却によって急冷されると、ＭＡを含まないベイナイト（下部ベイナイト）、あるいは、マルテンサイトとなる。これらの相はＭＡを含まないため所望のＭＡ量が得られない。また、これらの相は、比較的高温で生成するＭＡを伴うベイナイト（上部ベイナイト）よりも強度が高く、降伏比が高くなってしまう。
After the first cooling stop, the surface temperature rises by 30 ° C. or more and recuperates to a temperature below Bs. In the present invention, after the first cooling stops, the surface temperature rises by 30 ° C. or more and recovers to a temperature below Bs. After that, the second cooling is started. Reheating is performed until the surface temperature rises by 30 ° C. or more. Then, the second cooling is started. However, after the first cooling stop, the surface temperature should not exceed Bs. In the present invention, island martensite is generated during recuperation during cooling stop between the first cooling and the second cooling. For this reason, the temperature after recuperation, that is, the cooling start temperature of the second cooling is an important factor from the viewpoint of the structure control of island-like martensite generation. After the first cooling stop, the bainite transformation is not completely completed, and untransformed austenite remains between the bainite laths. When cooling is stopped in this state, C is discharged from the bainite lath and C is concentrated in untransformed austenite. If C is sufficiently concentrated in the untransformed austenite, the untransformed austenite is transformed into island martensite (MA) by the second cooling. For this reason, a structure containing a desired amount of MA cannot be obtained unless cooling is stopped to sufficiently recover heat. For this reason, after the first cooling is stopped, the heat is recovered until the surface temperature rises by 30 ° C. or more. However, after the first cooling stop, the surface temperature should not exceed Bs. When the surface temperature exceeds Bs ° C. due to recuperation, bainite transformation does not proceed in the surface layer portion, and untransformed austenite remains. When this untransformed austenite is rapidly cooled by the second cooling, it becomes bainite (lower bainite) containing no MA or martensite. Since these phases do not contain MA, the desired amount of MA cannot be obtained. Moreover, these phases have higher strength and higher yield ratio than bainite (upper bainite) with MA produced at a relatively high temperature.
第二の冷却の冷却速度：板厚の１／２位置の平均冷却速度で１０℃／ｓ以上
本発明の第二冷却は、上述したように、第一の冷却停止後、表面温度が３０℃以上復熱（ただし、表面温度がＢｓ℃を超えない）した後、第二の冷却を開始する。第二の冷却により、鋼板内部については、ベイナイトを主相とする組織となるので、鋼板内部の靭性に優れた高張力厚鋼板を得ることができる。本発明では、第二の冷却では、板厚の１／２位置の平均冷却速度で１０℃／ｓ以上で冷却する。板厚の１／２位置を、平均冷却速度で１０℃／ｓ以上で冷却することにより。鋼板内部をベイナイト主体の組織とすることができる。また、板厚の１／２位置の平均冷却速度で１０℃／ｓ以上であれば、表層はこれを上回る冷却速度で冷却されるため、ベイナイト中の未変態オーステナイトをＭＡに変態させ、ベイナイト中にＭＡを含む組織とすることができる。また、平均冷却速度が１０℃／ｓ未満では、ベイナイトが十分生成せず、ベイナイト以外にフェライトおよびパーライトが過剰に生成するため、鋼板内部を所望の組織とすることができない。なお、板厚の１／２位置の平均冷却速度は、第二の冷却の開始によって板厚１／２の冷却速度が増加しはじめた時点から、第二の冷却の停止によって板厚１／２の冷却速度が減少しはじめた時点までの平均冷却速度とする。
The cooling rate of the second cooling: 10 ° C./s or more at an average cooling rate of 1/2 position of the plate thickness As described above, the second cooling of the present invention has a surface temperature of 30 ° C. after the first cooling is stopped. After reheating (however, the surface temperature does not exceed Bs ° C.), the second cooling is started. Due to the second cooling, the steel plate has a structure with bainite as the main phase, so that a high-tensile thick steel plate with excellent toughness inside the steel plate can be obtained. In the present invention, in the second cooling, cooling is performed at an average cooling rate of 1/2 position of the plate thickness at 10 ° C./s or more. By cooling the half position of the plate thickness at an average cooling rate of 10 ° C./s or more. The steel plate interior can be a bainite-based structure. Further, if the average cooling rate at the position of 1/2 of the plate thickness is 10 ° C./s or more, the surface layer is cooled at a cooling rate exceeding this, so that untransformed austenite in bainite is transformed into MA, The organization can include an MA. In addition, when the average cooling rate is less than 10 ° C./s, bainite is not sufficiently generated, and ferrite and pearlite are excessively generated in addition to bainite, so that the steel sheet cannot have a desired structure. It should be noted that the average cooling rate at the 1/2 position of the plate thickness is 1/2 by the stop of the second cooling from the time when the cooling rate of the plate thickness 1/2 starts to increase by the start of the second cooling. The average cooling rate up to the point when the cooling rate of 1 starts to decrease.
第二の冷却の冷却停止温度：板厚の１／２位置温度でＭｓ以上６００℃以下
第二の冷却の冷却停止温度が、板厚の１／２位置温度で６００℃超えの場合、ベイナイトが十分生成せず、ベイナイト以外にフェライトおよびパーライトが過剰に生成するため、鋼板内部を所望の組織とすることができない。
Cooling stop temperature of the second cooling: Ms to 600 ° C. or less at 1/2 position temperature of the plate thickness When the cooling stop temperature of the second cooling exceeds 600 ° C. at 1/2 position temperature of the plate thickness, It does not generate sufficiently, and ferrite and pearlite are excessively generated in addition to bainite, so that the inside of the steel sheet cannot be made a desired structure.
第二の冷却の冷却停止温度の下限は板厚の１／２位置温度でＭｓとする。Ｍｓ未満まで加速冷却を続けるとマルテンサイト（島状マルテンサイト（ＭＡ）ではない一般的なマルテンサイト）が生成するため、所望の組織とすることができない。
なおＭｓはマルテンサイト変態の開始温度であり、以下の式で定義される。
Ｍｓ＝４９９−３０８Ｃ-１０．８Ｓｉ−３２．４Ｍｎ−１６．２Ｎｉ−２７Ｃｒ−１０．８Ｍｏ・・・（４）
式（４）において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは各元素の含有量（質量％）とする。
The lower limit of the cooling stop temperature of the second cooling is Ms at a position temperature at half the plate thickness. If accelerated cooling is continued to less than Ms, martensite (general martensite that is not island martensite (MA)) is generated, and thus a desired structure cannot be obtained.
Ms is a martensitic transformation start temperature and is defined by the following equation.
Ms = 499-308C-10.8Si-32.4Mn-16.2Ni-27Cr-10.8Mo (4)
In formula (4), C, Si, Mn, Ni, Cr, and Mo are the contents (mass%) of each element.
なお、上記した冷却工程を施したのち、必要に応じて、強度および靭性の調整を目的として、焼戻工程を施してもよい。焼戻しは、４００℃以上７００℃以下の温度で行うことが好ましい。焼戻温度が４００℃未満では、所望の効果を期待できない。一方、７００℃を超える温度では、強度低下が著しくなる。 In addition, after performing the above-mentioned cooling process, you may perform a tempering process for the purpose of intensity | strength and toughness adjustment as needed. Tempering is preferably performed at a temperature of 400 ° C. or higher and 700 ° C. or lower. If the tempering temperature is less than 400 ° C., the desired effect cannot be expected. On the other hand, when the temperature exceeds 700 ° C., the strength is significantly reduced.
以下、実施例に基いて、さらに本発明について説明する。 The present invention will be further described below based on examples.
表１に示す成分組成を有する鋼素材を用いて、表２に示す製造条件で厚鋼板を作製した。なお、冷却は、第一の冷却と、冷却停止−復熱を経て、第二の冷却とからなる冷却とした。第一の冷却および第二の冷却は高速水流による加速冷却であり、これ以外では鋼板は空冷により温度低下する。各工程における鋼板温度は、赤外線放射温度計で表面温度を測定し、これに基づき、必要に応じて、板厚の１／２位置の温度を、伝熱計算を用いて算出した。 Using steel materials having the component composition shown in Table 1, thick steel plates were produced under the manufacturing conditions shown in Table 2. In addition, cooling was made into cooling consisting of 1st cooling and 2nd cooling through cooling stop-recuperation. The first cooling and the second cooling are accelerated cooling by high-speed water flow, and otherwise the temperature of the steel sheet is lowered by air cooling. The steel plate temperature in each step was measured by measuring the surface temperature with an infrared radiation thermometer, and based on this, the temperature at 1/2 position of the plate thickness was calculated using heat transfer calculation.
得られた厚鋼板について、組織観察、引張特性、衝撃特性、ＨＡＺ靭性をそれぞれ求めた。各試験方法は次の通りとした。
（１）組織観察
板厚全厚の組織観察用試験片のＬ方向断面を研磨、ナイタール腐食して鋼板表面から１ｍｍ間隔で鋼板の中央まで、光学顕微鏡（倍率：４００倍）および走査型電子顕微鏡（倍率：２０００倍）を用いて、ミクロ組織を各３視野以上観察し、撮像して画像解析により、組織の種類、旧オーステナイト粒径、および組織分率（面積率％）を求めた。鋼板表層部（鋼板表面から板厚方向に５ｍｍ未満）の組織は、表面から１、２、３，４ｍｍ位置のミクロ組織から求め、旧オーステナイト粒径、組織分率は、これらの位置の平均とした。表面直下の組織は表面脱炭による影響が大きいため、表面直下の組織は表層の組織に含めない。また、鋼板内部（板厚方向に５ｍｍ以上から板厚中央まで）の組織は、表面から５ｍｍ位置、および、これより中央よりの各位置のミクロ組織から求め、旧オーステナイト粒径、組織分率は、これらの位置の平均とした。フェライトの判別は、光学顕微鏡（倍率：４００倍）によるミクロ組織写真で結晶粒内に下部組織が認められないものをフェライトとし、面積分率を測定した。また、光学顕微鏡によるミクロ組織写真から、旧オーステナイト粒径を測定した。ベイナイト、ＭＡ、マルテンサイト（ＭＡを除く）、パーライトの判別は走査型電子顕微鏡によるミクロ組織写真（倍率：２０００倍）で行った。ＭＡはベイナイトラス間、結晶粒界などに存在する扁平な粒状、あるいは球状の組織をＭＡとした。なお、ＭＡは倍率２０００倍で識別可能な粒径０．５μｍ以上のもののみをＭＡとして判断した。また、炭化物がラメラ状（層状）なっているものをパーライトと判断した。また、結晶粒全体にラス状の下部組織を示し、内部に炭化物の析出のないものをマルテンサイトとした。フェライト、ＭＡ、パーライト、マルテンサイト以外の組織はすべてベイナイトとした。
（２）引張特性
引張方向がＬ方向となるように、ＪＩＳ Ｚ ２２０１の規定に準拠して、ＪＩＳ５号全厚引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠して、引張試験を実施し、引張特性（降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ）を求めた。また、得られた測定値から、降伏比ＹＲ（＝ＹＳ／ＴＳ×１００％）を算出した。
（３）衝撃特性
板厚（ｔ）の１／２位置から、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して、Ｖノッチ衝撃試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）を求めた。なお、ｖＴｒｓが、−４０℃以下である場合を靭性に優れるとした。
（４）大入熱溶接部靭性（ＨＡＺ靭性）
得られた厚鋼板からダイヤフラム厚６０ｍｍとし、エレクトロスラグ溶接ＥＳＷ（溶接入熱量：４６０ｋＪ／ｃｍ）により溶接継手（ＥＳＷ継手）を作製した。得られた溶接継手から、試験片の切欠き位置を、ボンド部から１ｍｍ離れた位置のＨＡＺとするＶノッチ試験片を採取し、ＪｌＳ 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：０℃における吸収エネルギー（ｖＥｏ）を求め、大入熱溶接ＨＡＺ靱性を評価した。なお、吸収エネルギー値は、試験片３本の平均値とした。
With respect to the obtained thick steel plate, structure observation, tensile properties, impact properties, and HAZ toughness were determined. Each test method was as follows.
(1) Microstructure observation The cross section in the L direction of the specimen for structural observation of the full thickness of the plate is polished, subjected to nital corrosion, from the steel plate surface to the center of the steel plate at 1 mm intervals, an optical microscope (magnification: 400 times) and a scanning electron microscope. Using (magnification: 2000 times), three or more visual fields of each microstructure were observed, imaged, and image analysis was performed to determine the type of tissue, the prior austenite particle size, and the tissue fraction (area ratio%). The structure of the steel sheet surface layer (less than 5 mm in the sheet thickness direction from the surface of the steel sheet) is obtained from the microstructure at positions 1, 2, 3, and 4 mm from the surface, and the prior austenite grain size and structure fraction are the average of these positions. did. Since the structure immediately below the surface is greatly affected by surface decarburization, the structure immediately below the surface is not included in the surface layer structure. Moreover, the structure inside the steel sheet (from 5 mm or more to the center of the sheet thickness in the sheet thickness direction) is obtained from the microstructure of the position 5 mm from the surface and each position from the center, and the prior austenite grain size and the structure fraction are The average of these positions. For discrimination of ferrite, the area fraction was measured by setting the ferrite in which the substructure was not recognized in the crystal grains in the microstructure photograph by an optical microscope (magnification: 400 times). Moreover, the prior austenite particle size was measured from the microstructure photograph by an optical microscope. Identification of bainite, MA, martensite (excluding MA), and pearlite was performed by microstructural photographs (magnification: 2000 times) using a scanning electron microscope. MA is a flat granular or spherical structure existing between bainite laths, crystal grain boundaries, or the like. Note that only MA having a particle diameter of 0.5 μm or more that can be identified at a magnification of 2000 times was determined as MA. Moreover, the thing in which the carbide | carbonized_material was lamellar (layered) was judged to be pearlite. In addition, a lath-like substructure was shown throughout the crystal grains, and martensite was defined as having no carbide precipitates inside. All the structures other than ferrite, MA, pearlite, and martensite were bainite.
(2) Tensile properties JIS No. 5 full thickness tensile test specimens are collected in accordance with the provisions of JIS Z 2201 so that the tensile direction is the L direction, and tensile tests are performed in accordance with the provisions of JIS Z 2241. The tensile properties (yield strength YS, tensile strength TS) were determined. Moreover, the yield ratio YR (= YS / TS × 100%) was calculated from the obtained measured values.
(3) Impact characteristics V-notch impact test specimens are collected from 1/2 position of the plate thickness (t) according to JIS Z 2242, Charpy impact test is performed, and the fracture surface transition temperature vTrs (° C) is calculated. Asked. In addition, the case where vTrs is -40 degrees C or less was considered to be excellent in toughness.
(4) Large heat input weld toughness (HAZ toughness)
The resulting thick steel plate had a diaphragm thickness of 60 mm, and a welded joint (ESW joint) was produced by electroslag welding ESW (welding heat input: 460 kJ / cm). From the obtained welded joint, a V-notch test piece with the notch position of the test piece as HAZ at a position 1 mm away from the bond portion was collected, and a Charpy impact test was performed in accordance with the provisions of JlS Z 2242. Test temperature: Absorbed energy (vEo) at 0 ° C. was determined, and high heat input HAZ toughness was evaluated. The absorbed energy value was an average value of three test pieces.
得られた結果を表３に示す。 The obtained results are shown in Table 3.
表３の結果から、本発明例はいずれも、引張強さ６４０ＭＰａ以上、降伏比８０％以下を有し、さらに衝撃特性は−４０℃以下を満足する、非調質低降伏比高張力厚鋼板となっている。さらに、本発明例はいずれも、溶接入熱量：４６０ｋＪ／ｃｍの溶接継手の溶接ボンドから１ｍｍ離れた位置のＨＡＺの０℃における吸収エネルギーが５０Ｊ以上と、大入熱溶接部靭性にも優れている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、強度、降伏比が不足しているか、あるいは大入熱溶接部靭性が低下している。 From the results of Table 3, all of the examples of the present invention have a tensile strength of 640 MPa or more, a yield ratio of 80% or less, and an impact property of −40 ° C. or less. It has become. Furthermore, in all of the examples of the present invention, the absorbed energy at 0 ° C. of the HAZ at a position 1 mm away from the weld bond of the weld joint with a weld heat input of 460 kJ / cm is 50 J or more, and the high heat input weld toughness is excellent. Yes. On the other hand, in comparative examples that are outside the scope of the present invention, the strength and the yield ratio are insufficient, or the high heat input weld toughness is reduced.
Claims (4)
鋼板表面から板厚方向に５ｍｍ未満の範囲における金属組織が、面積率で、島状マルテンサイト（ＭＡ）が５〜２０％であり、残部がベイナイトであり、
板厚方向に５ｍｍ以上から板厚中央部までの範囲における金属組織が、旧オーステナイト粒径が６０μｍ以下であり、面積率で、ベイナイトが７０％以上、残部が、島状マルテンサイト（ＭＡ）が１０％以下（０％を含む）、あるいはさらに、パーライトおよび／またはフェライトからなり、引張強さ６４０ＭＰａ以上、降伏比８０％以下であることを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた非調質低降伏比高張力厚鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋Ｎｉ／４０＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４…（１）
上記式（１）において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖは各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。 In mass%, C: 0.05 to 0.10%, Si: 0.01 to 0.10%, Mn: 0.6 to 1.8%, P: 0.009% or less, S: 0.003 %: Al: 0.05% or less, Ti: 0.005-0.020%, N: 0.0040% or less, Mo: 0.20-0.60%, Nb: 0.005-0.030 %, 2.0 ≦ Ti / N ≦ 4.0, and Ceq defined by the following formula (1) satisfies 0.40 to 0.50, and consists of the balance Fe and inevitable impurities. Having an ingredient composition;
The metal structure in the range of less than 5 mm from the steel sheet surface in the thickness direction is the area ratio, the island martensite (MA) is 5 to 20%, and the balance is bainite.
The metal structure in the range from 5 mm or more to the thickness center in the plate thickness direction has a prior austenite grain size of 60 μm or less, the area ratio is 70% or more of bainite, and the remainder is island martensite (MA). 10% or less (including 0%), or even non-tempered steel with excellent weld heat-affected zone toughness, characterized by being made of pearlite and / or ferrite and having a tensile strength of 640 MPa or more and a yield ratio of 80% or less. Low yield ratio high tensile steel plate.
Ceq = C + Si / 24 + Mn / 6 + Cr / 5 + Ni / 40 + Mo / 4 + V / 14 (1)
In the above formula (1), C, Si, Mn, Cr, Ni, Mo, and V represent the content (% by mass) of each element, and 0 when not contained.
ここで、ＢＳはベイナイト変態開始温度であり、
ＢＳ＝８３０−２７０×Ｃ−９０×Ｍｎ−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ−８３Ｍｏ…（２）
とする。式（２）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは各元素の含有量（質量％）とする。 After heating the steel material having the component composition according to claim 1 or 2 to 1050 to 1200 ° C, the cumulative reduction amount in the temperature range where the surface temperature is 950 ° C or less is 30% or more, and the rolling end temperature is the surface temperature. Then, hot rolling is performed at an Ar3 transformation point to 900 ° C or less, and then, as the first cooling, cooling is started at a surface temperature from the Ar3 transformation point or more to an average surface cooling rate of 50 ° C / s or more. in cooling, the surface temperature (B S -150) ℃ or (B S - 30) ℃ or less, further, a temperature of 1/2 position of the sheet thickness Ar3 transformation point or higher, subjected to accelerated cooling to stop the cooling After the first cooling stop, the surface temperature is increased by 30 ° C. or more from the cooling stop and is reheated to a temperature of B S or lower. When the cooling rate is 10 ° C./s or more, the 1/2 position temperature is A method for producing a non-tempered low yield ratio high tension thick steel plate excellent in weld heat affected zone toughness having a tensile strength of 640 MPa or more and a yield ratio of 80% or less, characterized by accelerated cooling to s or more and 600 ° C. or less .
Where B S is the bainite transformation start temperature,
B S = 830-270 × C-90 × Mn-37Ni-70Cr-83Mo (2)
And In the formula (2), C, Mn, Ni, Cr, and Mo are the contents (mass%) of each element.
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