JP3800836B2 - Manufacturing method of steel with excellent strength and toughness - Google Patents

Description

【００１１】
【数２】

（２）化学組成が上記（１）に記載の鋼のＦｅの一部に代えて、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：４％以下、Ｖ：０．１５％以下、Ｃａ：０．００４％以下、ＲＥＭ：０．００４％以下及びＢ：０．００３％以下のうちの１種以上を含み、金属組織がマルテンサイトおよびベイナイトの一方または双方を含む組織、またはこれらの焼戻し組織であり、旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均値が１．５以下、旧オーステナイト粒の短径の平均値が６０〜７００μｍで、かつＴｉ、Ｎ、Ｓの含有量および旧オーステナイト粒の平均短径ｄγが下記式（１）または（２）を満足する鋼材の製造方法であって、前記化学組成の鋼を、１１００℃以上の温度に加熱し、仕上げ温度を９００℃以上として熱間加工した後、９００〜１１００℃の温度域で１〜３０分間保持し、その後、５５０℃以下まで３℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする、強度と靱性に優れた鋼材の製造方法。
【数１】

【数２】

（３）５５０℃以下まで３℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却後、さらに Ac1 点以下の温度で焼戻しすることを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の強度と靱性に優れた鋼材の製造方法。
【００１２】
（４）鋼が、さらに下記式（３）を満足している上記（１）から（３）までのいずれかに記載の強度と靱性に優れた鋼材の製造方法。
【００１３】
N-Ti/3.4≦0.00４5 ・・・・（３）。
ここで、元素記号は各元素の含有量を表し、その単位は質量％である。
【００１４】
上記、旧オーステナイト粒とは、熱間加工後冷却して得られた鋼材の金属組織におけるオーステナイト粒のことを言う。旧γ粒界は、マルテンサイト、ベイナイトを含む鋼ではエッチングによって容易に現出させることができ、光学顕微鏡で識別可能で粒径も測定できる。また、鋼材はその形状はどのようなものでもよく、代表的なものとしては鋼板、鋼管や形鋼等がある。
【００１５】
本発明者らは、生産能率を高めることを目的とし、圧延能率を低下させる制御圧延に頼った細粒化法や、圧延後に再加熱処理工程が必要になる、再加熱焼入れによる細粒化法は利用しないことを前提とし、引張強さが４５０ＭＰａ以上で、かつ優れた靱性を有する鋼材の製造方法を開発するため種々実験、検討した結果、次のような知見を得た。
【００１６】
（ａ）旧γ粒が粗粒になった鋼材は、靱性は劣化するが、粗粒の状態でＳを低減しＭｎＳの析出を抑制すると、遷移温度及び吸収エネルギーが著しく改善される。しかし、旧γ粒が細粒の場合は、この効果はあまり期待できない。
【００１７】
（ｂ）鋼中のＴｉＮにも同様の靱性への悪影響が認められる。ＮまたはＴｉを低減して、ＴｉＮの析出量を減らすことにより、遷移温度が改善される。しかし、旧γ粒が細粒の場合は改善されない。
【００１８】
（ｃ）上記（ａ）、（ｂ）によるＭｎＳ、ＴｉＮ析出量の削減による清浄化に伴う靱性改善効果は、鋼材の金属組織が、ベイナイトやマルテンサイト及びこれらの焼戻しされた組織を含む場合に大きい。
【００１９】
（ｄ）ＭｎＳ、ＴｉＮ析出量に制限を課した条件では、旧γ粒を粗粒にすることにより焼入性が増して強度を上げることができるため、旧γ粒はむしろ６０μｍ以上とした方が、低製造コストで高強度の鋼を得ることができる。また、制御圧延の必要がなくなるので、旧γ粒が完全に再結晶した状態から変態させ組織を均一にすることができるので、よい製品を安定して製造することができる。再結晶状態の目安としては、旧γ粒の平均アスペクト比が適当で、この値が１．５以下であるように製造すればよい。
【００２０】
（ｅ）旧γ粒を粗大にする場合、旧γ粒の平均短径ｄγに応じてＭｎＳ、ＴｉＮを適切な量に減らす必要があり、前記（１）式または（２）式で規制でき、旧γ粒径の広い範囲において高い靱性を確保することができる。しかし、旧γ粒径が７００μｍを超えると粗大化に伴う靱性への悪影響が無視できなくなる。
【００２１】
（ｆ）旧γ粒が粗大な鋼材を直接焼入れ法で製造した場合は、制御圧延等により旧γ粒を細粒化して製造した場合に比べて、熱間加工チャンスの異なる鋼材間の強度の差および熱間加工チャンスを異にしない一鋼材の位置による強度の差（以下、「強度のバラツキ」と記す）が大きくなる。
【００２２】
（ｇ）旧γ粒が粗大な鋼材の場合、Ｓ、Ｎ含有量を低減することにより靱性が改善されるが、強度のバラツキの原因となる。Ｓ、Ｎ含有量を高めることにより、熱間加工チャンスの異なる鋼材間での強度のバラツキは小さくすることができるが、製造した一鋼材内での位置による強度の不均一は防止できない。
【００２３】
（ｈ）熱間加工後の鋼材を直接焼入れするに先立って、鋼材を９００〜１１００℃の温度域に加熱して、粒界偏析性の元素を偏析させ、また旧γ粒で再結晶や粒成長の不十分な部分を十分に反応をさせて安定状態にしてから焼入れすると（ｆ）で記載した両方の強度のバラツキを小さくすることができる。
【００２４】
（ｉ）旧γ粒が粗大な鋼材では、介在物形成元素であるＴｉは少ないほど破面遷移温度は改善されるが、高延性破面率を得るには、ある程度含有させる必要があり、最適範囲がある。
【００２５】
（ｊ）そのＴｉ含有量の最適条件はＮ−（Ｔｉ／３．４）がゼロになるときで、これはＴｉＮとして固定されないＮが存在せず、かつ、過剰なＴｉが存在しない状態である。
【００２６】
（ｋ）Ｎ−Ｔｉ／３．４の値で、破面遷移温度＋４０℃における延性破面率を整理した場合、この値を０．００４５以下にコントロールすることで、延性破面率は大きく改善される。
【００２７】
直接焼入れ法により製造した旧γ粒が粗大な鋼材の強度が不均一になる理由は下記のように考えられる。
【００２８】
すなわち、実際の直接焼入れ法による鋼材の製造プロセスにおいては、熱間加工終了から水冷までの時間は必ずしも一定ではなく、熱間加工チャンス毎にバラツキがある上に、鋼材の位置により加工温度や加工度に違いがあるため、不純物元素の粒界偏析による粒界安定化の仕方がまちまちで、γ粒界の安定化度は一定になりにくく、続いておこなわれる焼入れの冷却時の変態挙動も異なるためと考えられる。
【００２９】
【発明の実施の形態】
本発明の製造方法に適用する鋼の化学組成を限定した理由は以下の通りである。なお、化学成分の含有量の％表示は質量％である。
【００３０】
Ｃ
Ｃは、強度を確保するするために必要で、０．０２％未満では必要とする強度を確保することができない。一方、０．１５％以上になると、溶接した場合に溶接熱影響部、母材共に靱性が劣化する。したがって、Ｃの含有量は０．０２〜０．１５％未満とした。
【００３１】
Ｓｉ
Ｓｉは、脱酸作用があり、鋼板の強度上昇にも寄与する。しかし、０．２１％を超えて含有させた場合、靱性の低下をもたらすため、０．２１％を含有量の上限とする。また、Ａｌによる脱酸が十分である場合は、Ｓｉを含有させなくともよい。
【００３２】
Ｍｎ
Ｍｎは、焼入性を高める効果があり、強度確保に有効な成分である。含有量が０．３％未満では、焼入性の不足によって強度、靱性が得られない。一方、２．５％を超えて含有させる場合は、偏析が増すと共に、焼入性が高まり過ぎて、溶接時に溶接熱影響部、母材共に靱性が低下する。したがって、Ｍｎの含有量は０．３〜２．５％とした。
【００３３】
Ｐ
Ｐは不純物として鋼中に不可避的に存在する。含有量が０．０５％を超えると、粒界に偏析して靱性を低下するのみならず、溶接時に高温割れを招くため、０．０５％以下とする必要がある。加えて、Ｐは、延性破面率を悪化させ、特にＸ７０（ＡＰＩ規格）以上の高強度で延性破面率の低下をもたらす。したがって、Ｘ７０以上の強度を得る場合には、０．０２％以下の含有量にすることが望ましい。
【００３４】
Ｓ
Ｓは、ＣａやＲＥＭおよびＯ（酸素）と結合してオキシサルファイドを、またＭｎと結合して硫化物を形成し、介在物として鋼中に存在する。鋼の強度が低い場合、または組織が十分に細粒の場合には、これら介在物は靱性に大きな悪影響は及ぼさないが、ある程度粗大な組織である場合は、Ｓ含有量を後述の式（１）または式（２）を満足するように制限して介在物量を少なくしなければならない。しかし、これらの式を満足しても、０．００４％以上含有する場合には、靱性への悪影響は避けられないので０．００４％未満の含有量とする。より望ましい含有量は、０．００３％未満である。
【００３５】
Ｎ
Ｎは、高温延性低下の原因となる不純物であり、通常は、Ｔｉを添加してＴｉＮの形で固定することで悪影響を回避している。しかし、本発明においては、ＴｉＮそのものが靱性悪化原因となるため、ＴｉＮ形成は抑制しなければならない。そのためには、Ｎそのものを低減するか、あるいは、Ｔｉの量を減らす必要がある。
【００３６】
優れた靱性を得るためのＮ含有量は、後述する式（１）または（２）を満足させることが必要であるが、式（１）、（２）を満足しても、Ｎの含有量が０．００９％を超えると、ＴｉＮによる靱性低下、あるいは、十分に固定されずに固溶するＮによる靱性への悪影響が無視できなくなる。
【００３７】
本発明の粗大な旧γ粒を前提とした組織の鋼では、ＮはＴｉＮのような析出物の形で固定されなかった場合、衝撃試験における延性破面率の低下をもたらす。式（１）とＮの含有量が０．００９％以下を満足する限り、シャルピー衝撃試験における破面遷移温度を大きく悪化させるわけではないが、一定以上の延性破面率を要求する用途に対しては、さらに、後述する式（３）を満足するようにＮ量を制限するのがよい。
【００３８】
なお、Ｎの含有量を０．００１％以下とすると、Ｓ低減でＭｎＳも殆ど存在していない条件下では、旧γ粒の粒成長が非常に容易になる。この場合、サブマージドアーク溶接法などにより、100kJ/cm前後の大入熱にて溶接を行う場合、溶接熱影響部において局部的に旧γ粒が粗大化する事がある。溶接熱影響部において、局部的に極端な粗大組織が形成されることに伴う性能不均一を避けるためには、Ｎを０．００１％以上含有させ、併せて、若干のＴｉも含有させることが望ましい。
【００３９】
Ｔｉ
通常Ｔｉは、鋼中のＮを固定して高温延性を改善させるために含有させる。しかし、ＴｉＮは靱性低下原因となるため、出来るだけＴｉは添加しないことが望ましく、靱性面から許容される範囲は、前記式（１）または式（２）で限定される。しかし、これらの式を満足しても、０．０２％を超えて含有されれば、靱性劣化は避けがたい。
【００４０】
Ｔｉによって固定されなかったＮは、上述した通り、延性破面率を低下させる傾向があるため、延性破面率を要求される用途に対しては、式（１）または式（２）に加えて、式（３）も満足するように、Ｔｉを含有させるのがよい。
【００４１】
sol.Ａｌ
Ａｌは、脱酸のために必須の元素であり、sol.Ａｌで０．００１％以上含有させる。それ未満の場合は脱酸不足によって鋼質の劣化を招く。しかし、０．１％を超えて含有させると、母材靱性の劣化や、溶接部靱性の低下を招くため好ましくない。したがって、０．１％を含有量の上限とする。
【００４２】
Ｃｒ
Ｃｒは焼入性を高めるのに有用な元素である。前記した必須元素のみで最低限必要な焼入性は確保されるが、鋼材が厚肉の鋼管等の場合には、さらに焼入性を向上させるために必要に応じて含有させる。Ｃｒ含有量を０．０２％以上にすると、焼入性のほかに焼戻し軟化抵抗を高める効果も得られるので０．０２％以上の含有量とするのが望ましい。しかし、１．５％を超えると溶接部の靱性劣化が避けられないのでＣｒを含有させる場合の含有量を１．５％以下とする。
【００４３】
Ｍｏ
鋼材が厚肉の鋼管等の場合には、さらに焼入性および焼戻し軟化抵抗を高めるためにＭｏを含有させるのが好ましい。含有量が０．０２％未満では、これらの効果が得られないので、０．０２％以上とするのが望ましい。しかし、１％を超えると溶接部の靱性劣化が著しくなるので、Ｍｏを含有させる場合の含有量の上限は１％とするのがよい。
【００４４】
Ｃｕ
Ｃｕは強度上昇および耐食性向上に有効なので、より一層の高降伏強さおよび高耐食性が必要な場合に含有させるのがよい。含有量を０．０５％以上とすると、直接焼入れにおける焼入性も高めるので０．０５％以上とするのが望ましい。 しかし、１．５％を超えて添加しても、コスト上昇に見合った性能の改善が見られないため、Ｃｕを含有させる場合の含有量の上限は１．５％とするのがよい。
【００４５】
Ｎｉ
Ｎｉは、固溶状態において鋼のマトリックス（基地）の靱性を高める効果があるので、より優れた靱性を安定して得る必要がある場合に含有させるのがよい。 含有量を０．０５％以上にすると焼入性向上効果も得られるので、０．０５％以上とすることが望ましい。
【００４６】
しかし、４％を超えるとＮｉ添加によるコストの上昇に見合った靱性の向上が得られないので、Ｎｉを含有させる場合の含有量の上限は４％とするのがよい。
【００４７】
Ｖ
Ｖは析出強化によって強度を高める効果があり、比較的靱性への悪影響が小さく、強度アップのためには有効である。含有量を０．０１％以上とすると、焼戻し軟化抵抗のほかに焼入性を向上させる効果も得られるので、０．０１％以上とするのが望ましい。しかし、０．１５％を超えると靱性が大きく劣化するので、Ｖを含有させる場合の含有量の上限は０．１５％とするのがよい。
【００４８】
Ｃａ
Ｃａは、鋼中のＳおよびＯ（酸素）と反応して溶鋼中でオキシサルファイドを生成する。この硫酸化物は、ＭｎＳなどと異なり、圧延加工によって圧延方向に伸びることがなく、圧延後も球状である。そのため、延伸した介在物の先端等を割れの起点とする溶接割れまたは水素誘起割れ（ＨＩＣ：Hydrogen Induced Cracking） を抑制するので、溶接割れまたはＨＩＣを抑制する場合に含有させるのがよい。含有量を０．０００２％以上とすると溶接部の靱性向上にも効果があるので０．０００２％以上とするのが望ましい。しかし、含有量が０．００４％を超えると、清浄度の低下によって母材靱性が低下する。また、含有量が０．００４％を超えると延性破面率を低下させることがある。したがって、Ｃａを含有させる場合の含有量の上限は０．００４％とするのがよい。
【００４９】
ＲＥＭ
ＲＥＭは、溶接熱影響部の組織の微細化や、Ｓの固定に寄与するが、介在物となって清浄度を低下させる。しかし、ＲＥＭの添加によって形成される介在物は、比較的靱性劣化への影響が小さいため、０．００４％以下であれば含有させてもよい。
【００５０】
Ｂ
Ｂは、焼入性を高めて強度上昇に寄与するので必要に応じて添加する。Ｂを含有させる場合の含有量は０．００３％以下とするのがよい。
【００５１】
次に、金属組織について説明する。
【００５２】
１）金属組織
鋼材の金属組織は、引張強度を４５０ＭＰａ以上にするために、ベイナイトおよび低温での変態で生成するマルテンサイトの一方または双方を含んだ組織、またはこれらの焼き戻し組織とする必要がある。その他にフェライト、パーライトを含む。
【００５３】
このような組織は、熱間圧延後、γ域からの焼入れを行い、必要に応じて焼戻しをおこなうことにより得られる。
【００５４】
２）旧γ粒のアスペクト比
旧γ粒のアスペクト比の平均値を１．５以下にするのは、異方性の低減と強度が低下するのを防止するためである。加工を受けて転位を内部に含んだ旧γ粒は、粒内の転位からもα相が核生成するため、焼入性が低下して強度が低下する。これを防止するために、旧γ粒を十分再結晶させて（再結晶が進んだ旧γ粒は、アスペクト比が１に近づく）から変態させる必要がある。旧γ粒のアスペクト比の平均値が１．５以下であれば強度低下を防止することができる。
【００５５】
旧γ粒のアスペクト比の平均値を１．５以下にするには、熱間圧延時の仕上げ温度を９００℃以上とすることが必要である。また、熱間圧延後に鋼材を１〜３０分間９００〜１１００℃の温度域に保つことが必要である。
【００５６】
また、アスペクト比の平均値は、旧γ粒が最も伸長された面を観察することができる方位を選んで光学顕微鏡用の試料を切り出し、ミクロ組織を現出させ、画像処理によって旧γ粒を計測し、各旧γ粒を楕円形にて近似した場合の長径と短径の比を平均した値とする。また、下記する旧γ粒の平均短径もこの方法で求めた短径を平均した値である。
【００５７】
３）旧γ粒の平均短径
本発明においては、生産効率を上げるため、組織の細粒化のための低温加工をおこなわないため旧γ粒は比較的粗粒となる。また、粗粒にすることによりＴｉ、ＮおよびＳの低減の靱性および強度に及ぼす効果が顕著になる。旧γ粒の平均短径が、６０μｍ未満では焼入性が低下して目的とする強度が得られず、また靱性も低下する。一方、旧γ粒の平均短径が７００μｍを超えると粗粒になり過ぎ靱性が劣化する。この旧γ粒の粒径は、鋼の化学成分を既に述べたものとし、更に、加工温度および加工度を、例えば、後述する実施例のように調整することにより制御することができる。
【００５８】
４）Ｔｉ、Ｎ、Ｓの含有量と旧γ粒の短径の平均値との関係式（１）、（２）
ＴｉとＮの含有比Ｔｉ／Ｎが３．４未満である場合は、下記式（１）を満足していなければＴｉおよびＳの含有量が多くなり過ぎ、ＴｉＮおよびＭｎＳが多量となり靱性が劣化する。この式は多くの実験によりもとめた式で、旧γ粒の短径の平均値に応じて適したＴｉおよびＳの含有量を規定するものである。
【００５９】
【数１】

【００６０】
また、ＴｉとＮの含有比Ｔｉ／Ｎが３．４以上である場合には、下記式（２）を満足しなければ、ＮおよびＳの含有量が多くなり過ぎＴｉＮおよびＭｎＳが多量となり靱性が劣化する。
【００６１】
【数２】

【００６２】
５）ＮとＴｉの含有量を規制する式（３）
粗大な旧γ粒の鋼材では、ＴｉＮが靱性を劣化させるので、Ｔｉ含有量を適量にする必要がある。また遊離Ｎは延性破面率を低下させるので少なければ少ないほど好ましい。Ｎ−（Ｔｉ／３．４）がゼロになる場合が遊離Ｎが存在せず、かつ余分なＴｉが存在しない状態であるが、この値を０．００４５以下とすることにより、破面遷移温度＋４０℃における延性破面率を８５％以上にすることができる。したがって、高延性破面率の鋼材にする場合には、ＮおよびＴｉの含有量は、Ｎ−（Ｔｉ／３．４）≦０．００４５を満足する量とした。好ましくは、０．００２５以下である。ここで、元素記号は各元素の含有量を表し、その単位は質量％である。
【００６３】
以下、製造条件について限定した理由を説明する。
（１）鋼の加熱温度：１１００℃以上
この加熱温度は、直接焼入れする前の工程の熱間加工するために鋼を加熱する温度であり、例えばインゴットから加工する場合は、分塊圧延した後のスラブの加熱温度であり、また連続鋳造の場合は鋳造したスラブの加熱温度である。また、連続鋳造の場合は、鋳造したスラブ加熱温度であり、ビレットから継目無鋼管を製造する場合は、ビレットの加熱温度である。加熱温度が１１００℃未満では加工温度が低温になり過ぎて、組織が細粒になると共に、生産効率が低下するため、加熱温度は１１００℃以上とする。上限は特に限定しないが、あまり高温にするとスケールロスが増えて経済的でなく、また継目無鋼管の製造の場合、穿孔時に工具との接触面が溶融し易くなるため１３００℃程度以下とするのが好ましい。本発明では、靱性を確保するために低温で熱間圧延する必要はなく、９００℃以下の温度域で３０％以上の圧下をおこなうと、むしろ旧γ粒の細粒化や制御圧延効果が現れ、強度が大きく低下する場合がある。鋼材を量産する場合、品質のバラツキの原因となるので好ましくない。
【００６４】
この悪影響を回避するためには、旧γ粒の短径の平均値が６０μｍを下回らないように、また、旧γ粒が加工硬化していない状態から冷却されるように、熱間圧延終了温度をコントロールする必要がある。なお、旧γ粒の短径の平均値が７００μｍを超えない限り、加工仕上げ温度は幾ら高くても良好な性能が得られるが、１１５０℃を超える圧延仕上げ温度を確保することは、実際の製造ラインでは難しい。また、このような高温では、スケールの発生による鋼材のロスが増える。このような観点から、圧延仕上げ温度は、１１５０℃前後が実質的な上限となる。
【００６５】
（２）熱間加工
熱間加工は、焼入れ前に製品形状に加工するための熱間加工を示す。熱間加工方法は限定するものでないが、例えば鋼材が鋼板の場合は熱間圧延であり、鋼材が継目無鋼管の場合は穿孔圧延後の延伸圧延等である。
【００６６】
（３）熱間加工後の熱処理：９００〜１１００℃で１〜３０分保持
この熱処理は、本発明において重要な処理であり、熱間加工終了後の鋼材を焼入れのための冷却を開始する前に、９００〜１１００℃の温度域に１〜３０分間保持することにより、焼入れ後の強度のバラツキが抑制できる。
【００６７】
一般に微量元素の旧γ粒界への偏析によって、鋼材の焼入れ性は大きく影響を受けるが、粗大な旧γ粒の場合は特に影響を受けやすくなり、鋼材内部での元素分布の微妙なムラが、強度のバラツキに直結する。そこで、熱間加工終了後、γ域で保持すると、偏析性元素は十分に拡散して、比較的均一に旧γ粒界に偏析し、強度ムラの発生を抑制することができる。また、熱間圧延終了時に加工状態にある旧γ粒が部分的に存在する可能性があるが、この保持中に回復、再結晶するため、焼入れ時には鋼材全体が、γ粒内にほとんど転移を含まない、無加工状態から冷却して変態させることができ、これも強度の均一化に寄与する。
【００６８】
鋼材の加熱温度が、９００℃を下回ると、加熱の効果を十分に得ることができないため、下限を９００℃とした。また、１１００℃を超える温度に上げても、強度均一化の効果は飽和し、むしろスケールロスが増えるなどの悪影響が目立つため、この１１００℃を上限とする。
【００６９】
保持時間は、最低１分とする必要があり、望ましくは３分以上である。しかし、３０分を超えても強度の均一性はそれ以上改善されず、むしろ酸化スケールが生成して、冷却に不均一をもたらすため、かえって好ましくない結果が得られる。このため、保持時間は、３０分を上限とする必要がある。
【００７０】
熱間加工後の鋼材は、Ar3点を下回ることなく補熱炉に挿入して加熱するのが望ましい。Ar3を下回って、一旦二相域に入っても、補熱炉で再びγ相一相に戻すことは可能で、組織的にも殆ど差のない製品を得ることは可能である。しかし、そのような場合は、保持温度は９５０℃以上とし、保持時間も５分以上を確保することが望ましい。
【００７１】
補熱炉の温度は、熱間加工材の補熱炉への挿入直前の温度に近づけると、鋼材はより均一な温度に保持されるので好ましい。
【００７２】
なお、旧γ粒界以外に核生成サイトとなる粒子を鋼中に分散させておき、旧γ粒界からの核生成のムラの影響を弱めることにより強度のバラツキを抑制する方法も考えられた。すなわち、ＭｎＳやＴｉＮは、粒内核生成サイトとして有効であると考えられ、こういった粒子をあらかじめ鋼中に形成させておけば、γ−α変態挙動は比較的安定したものになると考えられた。しかし、本発明においては、前記（１）式を満足させなければ靱性が確保できないため、この方法は採用することはできなかった。
【００７３】
（４）冷却速度：５５０℃以下まで３℃／ｓｅｃ以上
本発明の鋼材の金属組織は、強度を確保するために、ベイナイト及び低温での変態で生成するマルテンサイトの一方または双方を含んだ組織、またはこれらの焼き戻し組織とする必要があり、そのほかにフェライト、パーライトを含む組織である。熱間加工後の補熱炉での均熱の後の冷却は、このような組織を得ることができる条件でなければならない。そのような冷却速度は、３℃/sec以上、望ましくは５℃/sec以上である。冷却速度が３℃/sec未満では、より高温でフェライトが多く析出してしまう。
【００７４】
冷却は室温まで続けるか、あるいはより高い温度で停止してもよい。本発明においては、製品のミクロ組織として、ベイナイトあるいはマルテンサイト組織としているため、冷却を途中で停止する場合でも、少なくともベイナイトが生成する温度までは冷却しなければならない。ベイナイトは６００℃でも生成するが、実製造におけるバラツキを考慮すれば、確実にベイナイトを生成させるには、５５０℃以下にまで冷却しなければならない。
（５）必要に応じての焼き戻し：Ac1点以下の温度
焼入れ後の鋼材は、強度や靱性の調整が必要な場合は、Ac1点以下の温度で焼き戻しする。ただし、焼き戻し温度がAc1点を超えて２相域になる場合、靱性の劣化と強度の低下だけでなく、強度の不均一も著しくなるため、この温度を超えてはならない。
【００７５】
【実施例】
表１に示す化学組成の７種の鋼を真空溶解炉で溶製し、１５０ｋｇ丸形インゴットとした。記号ＢＢおよびＤＤの化学組成の鋼は、式（３）である、Ｎ−（Ｔｉ／３．４）≦０．００４５を満足していないものであり、Ｔｉ、Ｎの含有量を除く化学組成はそれぞれ記号ＢおよびＤの化学組成の鋼と類似している。
【００７６】
【表１】

【００７７】
インゴットは、鍛造により厚さ１２０〜１７０ｍｍの厚板にし、１１８０〜１２７０℃に加熱後、表２に示す条件で熱間圧延し、厚さ２５〜５０ｍｍの熱延鋼板とした。
【００７８】
熱処理した各熱延鋼板からは、ＪＩＳ Ｚ ２２０２ Ｖノッチ試験片、ＪＩＳ Ｚ２２０１ ４号丸棒引張試験片を圧延方向に対して直角の方向で採取して、それぞれ、シャルピー衝撃試験、引張試験に供した。
【００７９】
図１は、熱延鋼板から引張り試験片を採取した位置を示す平面図である。一枚の熱延鋼板内の位置による強度バラツキを調べるため、図１に示すように、圧延長さ方向の３カ所各から、それぞれ、両端と中央部の３カ所の、計９カ所から試験片を採取した。
【００８０】
また、圧延チャンスの異なる鋼板間の強度のバラツキを調べるために、各記号の熱延鋼板を同一製造条件にて１０枚を製造し、各鋼板の中央部から引張試験片を各２本採取して、引張強さの平均値を比較した。これらの結果を表２に示す。
【００８１】
【表２】

【００８２】
表２中、１枚の熱延鋼板の各位置による強度のバラツキを、バラツキＡ欄に、また圧延チャンスの異なる鋼板間の強度のバラツキをバラツキ欄Ｂに示した。バラツキ欄Ａでは、９カ所の降伏点強さの最高値と最低値の差を示した。また、バラツキ欄Ｂでは、各記号の同一条件で製造した１０枚の降伏点強さの最高値と最低値の差を示した。
【００８３】
シャルピー衝撃試験で求めた延性破面率は、破面遷移温度の、およそ４０℃高温で試験を行い、６本試験したうちの最低値を示す。なお、破面遷移温度が−３０℃に達しなかった鋼については、延性破面率の試験はおこなわなかった。
【００８４】
靱性については、各製造条件で、１枚の鋼板について調べた。ただし、延性破面率（SA）を調べるため、シャルピー衝撃試験片を１０本余分に採取し、破面遷移温度（vTrs）が得られたのち、vTrs＋４０℃にて１０本試験し、ＳＡの平均値を出した。
【００８５】
圧延終了温度は、９９０℃〜１１００℃間の高温とした。その結果として旧γ粒は粗大になっているにもかかわらず、本発明例、比較例共に、靱性は概して良好であり、−５０℃以下で使用するのに必要十分な靱性を示した。
【００８６】
しかし、本発明例の鋼板が、バラツキＡ、バラツキＢ共に比較的小さな範囲に収まっているのに対して、比較例では、両方のバラツキ共に大きくなっている。このように、本発明の製造方法は、強度のバラツキの抑制に非常に有効であることがわかる。
【００８７】
表２の記号ＢＢおよびＤＤは、バラツキＡとバラツキＢと共に比較的小さく、補熱炉を使用した効果が得られているが、式（３）を満足しなかったために、vTrsは比較的良好な値を示すものの、延性破面率（SA）が、遷移温度よりも４０℃高い温度でも１００％に達していないことがわかる。このことから、通常用途では式（１）または式（２）を満足していれば式（３）を満足していなくとも十分であるが、特に延性破面率を要求される用途においては、式（３）まで満足させる必要のあることがわかる。
【００８８】
【発明の効果】
本発明の製造方法によれば、高強度で靱性に優れ、かつ強度のバラツキの小さい鋼材が得られ、鋼構造物の安全性の改善に資するところが大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】熱延鋼板から引張り試験片を採取した位置を示す平面図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
  The present invention has a strength of 450MPaThe present invention relates to a method for efficiently producing a steel material having excellent toughness and particularly uniform strength.
[0002]
[Prior art]
  Steel materials, particularly structural steel materials, are often required to have both strength and toughness. In order to satisfy the above-mentioned requirement without adding expensive elements such as Ni, various methods for refining the structure by tempering or controlled rolling have been proposed and adopted.
[0003]
  For example, Japanese Patent Publication No. 55-30050 discloses a method for producing tough steel. In this method, by defining chemical composition, slab casting conditions and slab heating conditions during hot rolling, AlN is finely dispersed in steel, and austenite grains (hereinafter,"γ grains"WriteSometimes.) To suppress the growth of a fine grain structure.
[0004]
  According to this method, it is possible to surely obtain a fine-grained structure, but AlN is a precipitate that causes lateral cracking of the slab during continuous casting, and is a highly efficient production method called continuous casting. Application becomes extremely difficult.
[0005]
  Japanese Patent Application Laid-Open No. 57-131320 discloses a method for producing a high-tensile steel plate having excellent low-temperature toughness. This manufacturing method is a method in which the rolling end temperature and the subsequent cooling rate are defined. However, since this method requires rolling at a temperature ranging from the austenite non-recrystallized region to the two-phase region, the rolling efficiency is significantly reduced. In addition, although the fracture surface transition temperature is improved, separation tends to occur, so that the absorbed energy tends to be small. For this reason, it is not an effective method when the absorbed energy of a certain value or more is required for the Charpy impact value.
[0006]
  In this way, generally finer the structureDoTherefore, the manufacturing process complicates the manufacturing process of the steel material and decreases the productivity. In recent years, demands for lowering the price of steel materials have increased, and manufacturing processes that lead to price increases must be omitted as much as possible.
[0007]
[Problems to be solved by the invention]
  An object of the present invention is to provide a method for producing a steel material having a good toughness with a tensile strength (TS) of 450 MPa or more and a small strength variation by a direct quenching method even if the old γ grains are coarse. There is.
[0008]
[Means for Solving the Problems]
  The gist of the present invention is as follows.
[0009]
  (1)mass%C: 0.02 to less than 0.15%, Si: 0.21% or less, Mn: 0.3 to 2.5%, P: 0.05% or less, S: less than 0.004%, sol Al: 0.001 to 0.1%, Ti: 0.02% or less, N: 0.009% or less, the balance is composed of Fe and inevitable impurities, and the metal structure is one of martensite and bainite or It is a structure including both, or these tempered structures, the average value of the aspect ratio of the prior austenite grains is 1.5 or less, the average value of the minor axis of the prior austenite grains is 60 to 700 μm, and Ti, N, S A method for producing a steel material whose content and average minor axis dγ of prior austenite grains satisfy the following formula (1) or (2), wherein the steel having the above chemical composition is heated to a temperature of 1100 ° C. or higher, and the finishing temperature After hot working at 900 ° C or higher, And held for 1 to 30 minutes at a temperature range of 00-1,100 ° C., then cooled at 3 ° C. / sec or more cooling rate until 550 ° C. or lessRejectA method for producing a steel material having excellent strength and toughness.
[0010]
[Expression 1]

[0011]
[Expression 2]

  (2) Instead of a part of the Fe of the steel described in (1) above, the chemical composition is Cr: 1.5% or less, Mo: 1% or less, Cu: 1.5% or less, Ni: 4% or less V: 0.15% or less, Ca: 0.004% or less, REM: 0.004% or less, and B: 0.003% or less, and the metal structure is one of martensite and bainite. Or a structure including both, or these tempered structures, the average value of the aspect ratio of the prior austenite grains is 1.5 or less, the average value of the minor axis of the prior austenite grains is 60 to 700 μm, and Ti, N, S Content and the average short diameter dγ of prior austenite grains satisfy the following formula (1) or (2), the steel having the above chemical composition is heated to a temperature of 1100 ° C. or higher, and finished: Hot-worked at a temperature of 900 ° C or higher Thereafter, the temperature is maintained at 900 to 1100 ° C. for 1 to 30 minutes, and then cooled to 550 ° C. or less at a cooling rate of 3 ° C./sec or more.RejectA method for producing a steel material having excellent strength and toughness.
[Expression 1]

[Expression 2]

  (3) After cooling to 550 ° C. or lower at a cooling rate of 3 ° C./sec or higher, Ac1 Tempering at the temperature below a point, The manufacturing method of the steel materials excellent in the intensity | strength and toughness as described in said (1) or (2) characterized by the above-mentioned.
[0012]
  (4)The steel further satisfies the following formula (3) (1)To any of (3)A method for producing a steel material having excellent strength and toughness as described in 1.
[0013]
  N-Ti / 3.4 ≦ 0.0045 (3).
Here, the element symbol represents the content of each element, and the unit ismass%It is.
[0014]
  The above old austenite grains refer to austenite grains in the metal structure of a steel material obtained by cooling after hot working. The old γ grain boundary can be easily revealed by etching in steel containing martensite and bainite, and can be identified with an optical microscope, and the particle size can also be measured. Further, the steel material may have any shape, and representative examples include a steel plate, a steel pipe, and a shape steel.
[0015]
  The inventors of the present invention aim to increase the production efficiency, and the re-heating process requires a refining process that relies on controlled rolling to reduce the rolling efficiency and a reheating treatment step after rolling.quenchingAs a result of various experiments and examinations to develop a method for producing a steel material having a tensile strength of 450 MPa or more and excellent toughness on the premise that no fine graining method is used.,nextThe following knowledge was obtained.
[0016]
  (A) Although the toughness of the steel material in which the prior γ grains become coarse is deteriorated, the transition temperature and the absorbed energy are remarkably improved if S is reduced in a coarse state and precipitation of MnS is suppressed. But,OldWhen the γ grains are fine, this effect cannot be expected so much.
[0017]
  (B) The same adverse effect on toughness is observed in TiN in steel. By reducing N or Ti to reduce the amount of TiN deposited, the transition temperature is improved. But,OldIf the γ grains are fine, it is not improved.
[0018]
  (C) The toughness improving effect accompanying the cleaning by reducing the amount of precipitation of MnS and TiN by the above (a) and (b) is that the metallographic structure of the steel is bainite, martensite and theseTemperingGreat when including rubbed tissue.
[0019]
  (D) Under conditions that impose restrictions on the amount of MnS and TiN precipitation,OldBy making γ grains coarse, the hardenability can be increased and the strength can be increased.OldIf the γ grains are set to 60 μm or more, high strength steel can be obtained at a low production cost. Also, since there is no need for controlled rolling,OldSince the γ grains can be transformed from a completely recrystallized state to make the structure uniform, a good product can be produced stably. As an indication of the recrystallized state,OldWhat is necessary is just to manufacture so that the average aspect-ratio of (gamma) grain may be suitable and this value is 1.5 or less.
[0020]
  (E)OldWhen making γ grains coarse,Oldgamma grainsaverageIt is necessary to reduce MnS and TiN to appropriate amounts according to the short diameter dγ, and can be regulated by the formula (1) or (2),OldHigh toughness can be ensured in a wide range of γ particle diameter. But,OldIf the γ grain size exceeds 700 μm, the adverse effect on toughness accompanying coarsening cannot be ignored.
[0021]
  (F)OldWhen steel material with coarse γ grains is manufactured by direct quenching,OldCompared to the case where γ grains are made finer, the difference in strength between steel materials with different hot working chances and the difference in strength due to the position of one steel material that does not have different hot working chances (below), "Strength variation"Will increase).
[0022]
  (G) In the case where the old γ grain is a coarse steel material, the toughness is improved by reducing the S and N contents, but this causes variation in strength. By increasing the S and N contents, it is possible to reduce variations in strength between steel materials having different hot working opportunities, but it is not possible to prevent uneven strength due to positions within one manufactured steel material.
[0023]
  (H) Prior to directly quenching the steel material after hot working, the steel material is 900-1100Heated to a temperature range of ℃ to segregate grain boundary segregating elements,OldWhen the γ grains are sufficiently quenched by reacting the insufficiently recrystallized or grain-growing portion with a stable state, the variation in both strengths described in (f) can be reduced.
[0024]
  (I) In steel materials with coarse old γ grains, the lower the Ti, which is an inclusion-forming element, the more the fracture surface transition temperature is improved. There is a range.
[0025]
  (J) The optimum condition for the Ti content is when N- (Ti / 3.4) becomes zero, which means that there is no non-fixed N as TiN and no excess Ti. .
[0026]
  (K) When the ductile fracture surface ratio at the fracture surface transition temperature + 40 ° C. is arranged with the value of N—Ti / 3.4, the ductile fracture surface ratio is greatly improved by controlling this value to 0.0045 or less. Is done.
[0027]
  The reason why the strength of the steel material with coarse old γ grains produced by the direct quenching method becomes uneven is considered as follows.
[0028]
  In other words, in the actual steel manufacturing process using the direct quenching method, the time from the end of hot working to water cooling is not necessarily constant, and there are variations at each hot working opportunity, and the working temperature and working temperature depend on the position of the steel. Because of the difference in degree, the method of stabilizing the grain boundary varies depending on the grain boundary segregation of the impurity element, the degree of stabilization of the γ grain boundary is difficult to be constant, and the transformation behavior during cooling of the subsequent quenching is also different. This is probably because of this.
[0029]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
  The reason for limiting the chemical composition of the steel applied to the production method of the present invention is as follows. In addition, the percentage display of chemical component content ismass%It is.
[0030]
  C
  C is necessary to ensure the strength, and if it is less than 0.02%, the required strength cannot be ensured. On the other hand, 0.15%AboveWhen welded, the toughness of the weld heat affected zone and the base material deteriorates. Therefore, the content of CamountIs 0.02-0.15%Less thanIt was.
[0031]
  Si
  Si has a deoxidizing action and contributes to an increase in the strength of the steel sheet. But,0.21When it is contained in excess of%, toughness is reduced,0.21%ContentThe upper limit. Moreover, when deoxidation by Al is enough, it is not necessary to contain Si.
[0032]
  Mn
  Mn has an effect of improving hardenability and is an effective component for ensuring strength. If the content is less than 0.3%, strength and toughness cannot be obtained due to insufficient hardenability. On the other hand, when the content exceeds 2.5%, segregation increases and hardenability increases too much, and the toughness of the weld heat affected zone and the base material decreases during welding. Therefore, the Mn content is set to 0.3 to 2.5%.
[0033]
  P
  P is unavoidably present in the steel as an impurity.Content isIf it exceeds 0.05%, it not only segregates at the grain boundaries and lowers the toughness, but also causes hot cracking during welding, so it is necessary to make it 0.05% or less. In addition, P deteriorates the ductile fracture surface ratio, and particularly causes a decrease in the ductile fracture surface ratio at a high strength of X70 (API standard) or higher. Therefore, when obtaining a strength of X70 or more, 0.02% or lessContent ofIt is desirable to make it.
[0034]
  S
  S combines with Ca, REM, and O (oxygen) to form oxysulfide, and also combines with Mn to form a sulfide, and is present in steel as inclusions. When the strength of the steel is low or the structure is sufficiently fine, these inclusions do not have a significant adverse effect on the toughness, but when the structure is coarse to some extent, the S content is expressed by the following formula (1 ) Or the expression (2) must be satisfied to reduce the amount of inclusions. However, even if these formulas are satisfied, if it contains 0.004% or more, the adverse effect on toughness is unavoidable, so less than 0.004%Content ofAnd More desirableContentIs less than 0.003%.
[0035]
  N
  N is an impurity that causes a decrease in high temperature ductility. Usually, adverse effects are avoided by adding Ti and fixing in the form of TiN. However, in the present invention, since TiN itself causes toughness deterioration, TiN formation must be suppressed. For that purpose, N itself is reduced, or TiAmount ofNeed to reduce.
[0036]
  The N content for obtaining excellent toughness needs to satisfy the following formula (1) or (2), but even if the formulas (1) and (2) are satisfied, NContent ofIf it exceeds 0.009%, the toughness deterioration due to TiN or the adverse effect on the toughness due to N that is not sufficiently fixed and solid solution cannot be ignored.
[0037]
  Coarseness of the present inventionOldIn a steel having a structure premised on γ grains, if N is not fixed in the form of precipitates such as TiN, it causes a reduction in the ductile fracture surface ratio in the impact test. Formula (1) and NThe content of0.009%Less thanAs long as the above condition is satisfied, the fracture surface transition temperature in the Charpy impact test is not greatly deteriorated. However, for applications that require a certain degree of ductile fracture surface ratio, the following formula (3) is further satisfied. Limit N amount toGood.
[0038]
  NContent ofIs 0.001% or less, under conditions where MnS is hardly present due to S reduction,OldGrain growth of γ grains becomes very easy. In this case, when welding with a large heat input of about 100 kJ / cm, such as by a submerged arc welding method, locally in the weld heat affected zone.Oldγ grains may become coarse. In order to avoid uneven performance due to the formation of an extremely coarse structure locally in the heat affected zone, N may be contained in an amount of 0.001% or more, and some Ti may also be contained. desirable.
[0039]
  Ti
  Usually, Ti is contained in order to fix N in steel and improve hot ductility. However, since TiN causes a decrease in toughness, it is desirable not to add Ti as much as possible, and the allowable range in terms of toughness is limited by the above formula (1) or formula (2). However, even if these formulas are satisfied, deterioration of toughness is inevitable if the content exceeds 0.02%.
[0040]
  N, which is not fixed by Ti, tends to lower the ductile fracture surface ratio as described above. Therefore, for applications that require a ductile fracture surface ratio, in addition to formula (1) or formula (2), In order to satisfy the formula (3), Ti is contained.Good.
[0041]
  sol.Al
  Al is an essential element for deoxidation, and is contained by 0.001% or more in sol.Al. If it is less than that, steel quality will be deteriorated due to insufficient deoxidation. However, if the content exceeds 0.1%, the base material toughness deteriorates and the weld toughness decreases, which is not preferable. Therefore, 0.1%ContentThe upper limit.
[0042]
  Cr
  Cr is an element useful for improving hardenability. Although the necessary hardenability is ensured with only the above-mentioned essential elements, when the steel material is a thick steel pipe or the like, it is contained as necessary in order to further improve the hardenability. If the Cr content is 0.02% or more, in addition to hardenability, the effect of increasing the temper softening resistance can be obtained, so 0.02% or moreContent ofIs desirable. However, if it exceeds 1.5%, the toughness deterioration of the weld is inevitable.Content when Cr is included1.5% or less.
[0043]
  Mo
  When the steel material is a thick steel pipe or the like, it is preferable to contain Mo in order to further improve the hardenability and temper softening resistance. If the content is less than 0.02%, these effects cannot be obtained, so 0.02% or more is desirable. However, if it exceeds 1%, the toughness of the weld will deteriorate significantly.Content of Mo is includedThe upper limit is preferably 1%.
[0044]
  Cu
  Since Cu is effective for increasing the strength and improving the corrosion resistance, it is preferable to contain Cu when higher yield strength and higher corrosion resistance are required. If the content is 0.05% or more, the hardenability in direct quenching is also improved, so 0.05% or more is desirable. However, even if added over 1.5%, the performance improvement commensurate with the cost increase is not seen,Of content when Cu is containedThe upper limit is preferably 1.5%.
[0045]
  Ni
  Ni has the effect of increasing the toughness of the steel matrix (base) in the solid solution state, so it is preferable to contain Ni when it is necessary to stably obtain a superior toughness. If the content is 0.05% or more, the effect of improving hardenability can be obtained, so 0.05% or more is desirable.
[0046]
  However, if it exceeds 4%, an improvement in toughness commensurate with the increase in cost due to the addition of Ni cannot be obtained, so the upper limit of the content when Ni is contained is preferably 4%.
[0047]
  V
  V has the effect of increasing the strength by precipitation strengthening, has a relatively small adverse effect on toughness, and is effective for increasing the strength. If the content is 0.01% or more, an effect of improving hardenability can be obtained in addition to temper softening resistance, so 0.01% or more is desirable. However, if it exceeds 0.15%, the toughness is greatly deteriorated.Of content when V is containedThe upper limit is 0.15%WhenIt is good to do.
[0048]
  Ca
  Ca reacts with S and O (oxygen) in the steel to produce oxysulfide in the molten steel. Unlike MnS and the like, this sulfate does not extend in the rolling direction by rolling and is spherical after rolling. Therefore, weld cracking or hydrogen induced cracking (HIC) starting from the tip of the stretched inclusions or the like is suppressed, so it is preferable to contain it when suppressing weld cracking or HIC. If the content is 0.0002% or more, there is an effect in improving the toughness of the welded portion, so 0.0002% or more is desirable. But,Content isWhen it exceeds 0.004%, the base material toughness decreases due to a decrease in cleanliness. Also,Content isIf it exceeds 0.004%, the ductile fracture surface ratio may be lowered. Therefore, CaThe upper limit of the content when it is contained is preferably 0.004%.
[0049]
  REM
  REM contributes to refinement of the structure of the weld heat affected zone and fixation of S, but it becomes an inclusion and reduces cleanliness. However, inclusions formed by the addition of REM may be contained as long as they are 0.004% or less because they have a relatively small influence on toughness deterioration.
[0050]
  B
  B increases the hardenability and contributes to an increase in strength, so is added as necessary.When containing BThe content is preferably 0.003% or less.
[0051]
  Next, the metal structure will be described.
[0052]
  1) Metal structure
  In order to make the tensile strength of 450 MPa or more, the metal structure of the steel material needs to be a structure containing one or both of bainite and martensite generated by transformation at low temperature, or a tempered structure thereof. In addition, ferrite and pearlite are included.
[0053]
  Such a structure is obtained by performing quenching from the γ region after hot rolling and tempering as necessary.
[0054]
  2) Aspect ratio of old γ grains
  The reason why the average value of the aspect ratio of the prior γ grains is 1.5 or less is to prevent a reduction in anisotropy and a decrease in strength. Dislocations included inside after processingOldIn the γ grains, the α phase is nucleated also from dislocations in the grains, so that the hardenability is lowered and the strength is lowered. To prevent this,OldRecrystallize γ grains sufficiently (recrystallization progressedOldγ grains need to be transformed from an aspect ratio approaching 1). If the average value of the aspect ratio of the prior γ grains is 1.5 or less, strength reduction can be prevented.
[0055]
  In order to make the average value of the aspect ratio of the prior γ grains 1.5 or less, the finishing temperature during hot rolling should be 900 ° C. or more.necessaryIt is. Also, after hot rolling,1-30900-minutes1100 ° CKeep in the temperature rangeis required.
[0056]
  The average aspect ratio isOldSelect the orientation in which the surface where the γ grains are most elongated can be observed, cut out a sample for an optical microscope, reveal the microstructure, measure the old γ grains by image processing,OldA value obtained by averaging the ratio of the major axis to the minor axis when the γ grains are approximated by an ellipse is used. Moreover, the average minor axis of the prior γ grains described below is also a value obtained by averaging the minor axes obtained by this method.
[0057]
  3) Average minor axis of old γ grains
  In the present invention, in order to increase production efficiency, the low-temperature processing for finer structure is not performed, so that the old γ grains are relatively coarse. Moreover, the effect which it has on the toughness and intensity | strength of reduction of Ti, N, and S becomes remarkable by making it coarse. If the average minor axis of the prior γ grains is less than 60 μm, the hardenability is lowered and the intended strength cannot be obtained, and the toughness is also lowered. on the other hand,Old γ grainsIf the average minor axis exceeds 700 μm, it becomes too coarse and the toughness deteriorates. thisOldThe particle size of γ grains isSteelChemical compositionHas already been mentioned, andProcessing temperature and processing degreeFor example, as in the embodiment described laterIt can be controlled by adjusting.
[0058]
  4) Ti, N, SofRelational expressions (1) and (2) between the content and the average value of the minor axis of the old γ grains
  When the Ti / N content ratio Ti / N is less than 3.4, Ti and S are not satisfied unless the following formula (1) is satisfied.ofThe content becomes too large, TiN and MnS become large, and the toughness deteriorates. This formula is obtained by many experiments, and is suitable for the average value of the minor diameter of the old γ grains.andSInclusionThe amount is specified.
[0059]
[Expression 1]

[0060]
  Further, when the Ti / N content ratio Ti / N is 3.4 or more, N and S are not satisfied unless the following formula (2) is satisfied.ofContainsamountToo much and TiN and MnS become abundant and the toughness deteriorates.
[0061]
[Expression 2]

[0062]
  5) Formula (3) for regulating the contents of N and Ti
  In coarse old γ-grained steel materials, TiN deteriorates toughness, so the Ti content must be made appropriate. Moreover, since free N reduces a ductile fracture surface rate, it is so preferable that it is small. When N- (Ti / 3.4) becomes zero, there is no free N and no extra Ti, but by making this value 0.0045 or less, the fracture surface transition temperature The ductile fracture surface rate at + 40 ° C. can be 85% or more. Therefore, in the case of using a steel material with a high ductility fracture surface ratio, the contents of N and Ti are those satisfying N− (Ti / 3.4) ≦ 0.0045. Preferably, it is 0.0025 or less. Here, the element symbol represents the content of each element, and the unit ismass%It is.
[0063]
  Hereinafter, the reason why the manufacturing conditions are limited will be described.
  (1) Steel heating temperature: 1100 ° C or higher
  This heating temperature is the temperature at which the steel is heated for hot working in the process prior to direct quenching. For example, in the case of machining from an ingot, it is the heating temperature for the slab after partial rolling, and continuous casting. Is the heating temperature of the cast slab. Moreover, in the case of continuous casting, it is the slab heating temperature which casts, and when manufacturing a seamless steel pipe from a billet, it is the heating temperature of a billet. If the heating temperature is less than 1100 ° C., the processing temperature becomes too low, the structure becomes finer, and the production efficiency decreases. Therefore, the heating temperature is set to 1100 ° C. or higher. The upper limit is not particularly limited, but if the temperature is too high, the scale loss increases, which is not economical, and in the case of manufacturing a seamless steel pipe, the contact surface with the tool is likely to be melted during drilling, so the temperature should be about 1300 ° C or lower. Is preferred. In the present invention, it is not necessary to perform hot rolling at a low temperature in order to ensure toughness.OldThere are cases where the γ grain refinement and the controlled rolling effect appear and the strength is greatly reduced. Mass production of steel is not preferable because it causes quality variations.
[0064]
  To avoid this negative effect,The minor diameter of the former γ grainaveragevalueSo that it is not less than 60 μm,OldControl the hot rolling end temperature so that the γ grains are cooled from the state where they are not work hardened.There is a need. NaOh,The minor diameter of the former γ grainaveragevalueAs long as the thickness does not exceed 700 μm, good performance can be obtained no matter how high the finishing temperature is, but it is difficult to secure a rolling finishing temperature exceeding 1150 ° C. in an actual production line. Further, at such a high temperature, loss of the steel material due to generation of scale increases. From such a viewpoint, the rolling finishing temperature has a practical upper limit of around 1150 ° C.
[0065]
  (2) Hot working
  Hot working refers to hot working for processing into a product shape before quenching. Although the hot working method is not limited, for example, when the steel material is a steel plate, it is hot rolling, and when the steel material is a seamless steel pipe, stretching rolling after piercing rolling, etc.sois there.
[0066]
  (3) Heat treatment after hot working: held at 900-1100 ° C. for 1-30 minutes
  This heat treatment is an important treatment in the present invention, and the steel material after hot working is quenched by holding it in a temperature range of 900 to 1100 ° C. for 1 to 30 minutes before starting cooling for quenching. Later variations in strength can be suppressed.
[0067]
  Generally trace elementsOldThe segregation to the γ grain boundary greatly affects the hardenability of the steel, but it is coarse.OldIn the case of γ grains, it is particularly susceptible to the effect, and the subtle unevenness of the element distribution inside the steel material is directly linked to the variation in strength. Therefore, when the hot working is finished, if it is held in the γ region, the segregating element is sufficiently diffused and relatively uniform.OldSegregation at the γ grain boundary can suppress the occurrence of uneven strength. Also, it is in the processed state at the end of hot rollingOldγ grains may partially exist, but since they recover and recrystallize during this holding, the entire steel material is cooled and transformed from an unprocessed state with almost no transition in the γ grains during quenching. This also contributes to uniform strength.
[0068]
  If the heating temperature of the steel material is below 900 ° C., the heating effect cannot be obtained sufficiently, so the lower limit was set to 900 ° C. Even if the temperature exceeds 1100 ° C., the effect of uniforming the strength is saturated, and rather adverse effects such as an increase in scale loss are conspicuous.
[0069]
  Retention time should be at least 1 minuteNeed and hopePreferably it is more than 3 minutes. However, exceeding 30 minutes does not improve the uniformity of strength any more, but rather produces an oxide scale, which leads to non-uniform cooling, resulting in undesirable results. For this reason, the maximum holding time is 30 minutes.There is a need.
[0070]
  It is desirable that the hot-worked steel material is inserted into a reheating furnace and heated without falling below the Ar3 point. Once below Ar3, once it enters the two-phase region, it can be returned to the γ-phase single phase again in the reheating furnace, and it is possible to obtain a product with little difference in structure. However, in such a case, it is desirable that the holding temperature is 950 ° C. or higher and the holding time is 5 minutes or longer.
[0071]
  It is preferable that the temperature of the auxiliary heat furnace is close to the temperature immediately before the hot work material is inserted into the auxiliary heat furnace because the steel material is maintained at a more uniform temperature.
[0072]
  In addition to the old γ grain boundary, particles that become nucleation sites are dispersed in the steel,OldA method of suppressing the intensity variation by reducing the influence of unevenness of nucleation from the γ grain boundary was also considered. That is, MnS and TiN are considered to be effective as intragranular nucleation sites, and it was considered that the γ-α transformation behavior would be relatively stable if such particles were previously formed in steel. . However, in the present invention, since the toughness cannot be ensured unless the expression (1) is satisfied, this method cannot be employed.
[0073]
  (4) Cooling rate: 3 ° C / sec or higher up to 550 ° C or lower
  The metal structure of the steel material of the present invention needs to be a structure containing one or both of bainite and martensite formed by transformation at low temperature, or a tempered structure thereof, in order to ensure strength. It is a structure containing ferrite and pearlite. Cooling after soaking in the auxiliary furnace after hot working must be a condition that allows such a structure to be obtained. Such a cooling rate is 3 ° C./sec or more, desirably 5 ° C./sec or more. When the cooling rate is less than 3 ° C./sec, a large amount of ferrite precipitates at a higher temperature.
[0074]
  Cooling may continue to room temperature or may be stopped at a higher temperature. In the present invention, the microstructure of the productBeEven if cooling is stopped halfway because it has an innite or martensite structure, at leastAlsoIt must be cooled down to the temperature at which the inite formsYes. BeInite is produced even at 600 ° C., but in consideration of variations in actual production, it must be cooled to 550 ° C. or lower in order to reliably produce bainite.
  (5) Tempering as necessary: Temperature below Ac1 point
  When the strength and toughness needs to be adjusted, the steel after quenching should be tempered at a temperature below the Ac1 point. However, when the tempering temperature exceeds the Ac1 point and becomes a two-phase region, not only the toughness deterioration and strength reduction, but also the strength non-uniformity becomes significant, so this temperature must not be exceeded.
[0075]
【Example】
  The chemical composition shown in Table 17The seed steel was melted in a vacuum melting furnace to obtain a 150 kg round ingot. symbolBB and DDThe steel having the chemical composition of (3) does not satisfy N- (Ti / 3.4) ≦ 0.0045, which is the formula (3).ofThe chemical composition excluding the content is as follows.Steel with chemical composition of No. B and DIs similar.
[0076]
[Table 1]

[0077]
  The ingot was formed into a thick plate having a thickness of 120 to 170 mm by forging, heated to 1180 to 1270 ° C., and hot-rolled under the conditions shown in Table 2 to obtain a hot rolled steel plate having a thickness of 25 to 50 mm.
[0078]
  JIS Z 2202 V-notch specimens and JIS Z2201 No. 4 round bar tensile specimens were sampled in the direction perpendicular to the rolling direction from each heat-treated hot-rolled steel sheet and used for Charpy impact test and tensile test, respectively. did.
[0079]
  FIG. 1 is a plan view showing a position where a tensile test piece is collected from a hot-rolled steel sheet. In order to investigate the strength variation depending on the position in a single hot-rolled steel sheet, as shown in FIG. 1, test pieces from 9 places in total, 3 at the both ends and at the center, respectively. Were collected.
[0080]
  In addition, in order to investigate the variation in strength between steel plates with different rolling chances, 10 hot-rolled steel plates of each symbol were manufactured under the same manufacturing conditions, and two tensile test pieces were sampled from the center of each steel plate. The average values of tensile strength were compared. These results are shown in Table 2.
[0081]
[Table 2]

[0082]
  In Table 2, the variation in strength due to each position of one hot-rolled steel sheet is shown in the variation A column, and the variation in strength between steel plates having different rolling chances is shown in the variation column B. In the variation column A, the difference between the highest value and the lowest value of the yield strength at 9 locations is shown. Also, in the variation column B, the difference between the highest value and the lowest value of the strength of the 10 yield points produced under the same conditions for each symbol is shown.
[0083]
  The ductile fracture surface ratio determined by the Charpy impact test shows the lowest value of six tests conducted at a fracture surface transition temperature of about 40 ° C. In addition, about the steel whose fracture surface transition temperature did not reach -30 degreeC, the test of the ductile fracture surface rate was not done.
[0084]
  About toughness, it investigated about one steel plate on each manufacturing conditions. However, in order to investigate the ductile fracture surface ratio (SA), 10 extra Charpy impact test pieces were collected, and after obtaining the fracture surface transition temperature (vTrs), 10 specimens were tested at vTrs + 40 ° C., and the average of SA Gave value.
[0085]
  The rolling end temperature was a high temperature between 990 ° C and 1100 ° C. As a resultOldDespite the coarseness of the γ grains, the toughness was generally good in both the inventive examples and the comparative examples, and the toughness necessary and sufficient for use at −50 ° C. or lower was exhibited.
[0086]
  However, while the variation A and variation B are within a relatively small range in the steel sheet of the present invention, both variations are large in the comparative example. Thus, it can be seen that the production method of the present invention is very effective in suppressing variation in strength.
[0087]
  Symbols in Table 2BB and DDIs relatively small with variation A and variation B, and the effect of using a regenerative furnace is obtained. However, although the equation (3) was not satisfied, vTrs showed a relatively good value, but the ductile fracture It can be seen that the surface area (SA) does not reach 100% even at a temperature 40 ° C. higher than the transition temperature. From this, it is sufficient that the expression (3) is not satisfied if the expression (1) or the expression (2) is satisfied in a normal application, but particularly in an application where a ductile fracture surface ratio is required, It can be seen that the expression (3) needs to be satisfied.
[0088]
【The invention's effect】
  According to the production method of the present invention, a steel material having high strength, excellent toughness, and small variations in strength can be obtained, which greatly contributes to the improvement of the safety of steel structures.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a plan view showing a position where a tensile test piece is collected from a hot-rolled steel sheet.

Claims (4)

In mass% , C: 0.02 to less than 0.15%, Si: 0.21% or less, Mn: 0.3 to 2.5%, P: 0.05% or less, S: less than 0.004% , Sol.Al: 0.001 to 0.1%, Ti: 0.02% or less, N: 0.009% or less, the balance consists of Fe and inevitable impurities, the metal structure is martensite and bainite One or both of these structures, or these tempered structures, the average aspect ratio of prior austenite grains is 1.5 or less, the average minor axis of prior austenite grains is 60 to 700 μm, and Ti, N, A method for producing a steel material in which the content of S and the average minor axis dγ of the prior austenite grains satisfy the following formula (1) or (2), wherein the steel having the chemical composition is heated to a temperature of 1100 ° C. or higher, Hot working with finishing temperature over 900 ℃ After, and held for 1 to 30 minutes at a temperature range of 900 to 1100 ° C., then 3, wherein the cooling to Rukoto at ° C. / sec or more cooling rate, the steel material superior in strength and toughness to 550 ° C. or less Production method.

In place of a part of Fe of the steel according to claim 1, the chemical composition is Cr: 1.5% or less, Mo: 1% or less, Cu: 1.5% or less, Ni: 4% or less, V: 0 .15% or less, Ca: 0.004% or less, REM: 0.004% or less, and B: 0.003% or less, and the metal structure contains one or both of martensite and bainite. A structure, or a tempered structure thereof, the average value of the aspect ratio of the prior austenite grains is 1.5 or less, the average value of the minor axis of the prior austenite grains is 60 to 700 μm, and the content of Ti, N, S and A method for producing a steel material in which the average minor axis dγ of prior austenite grains satisfies the following formula (1) or (2), wherein the steel having the chemical composition is heated to a temperature of 1100 ° C. or higher, and the finishing temperature is 900 ° C. After hot working as above, 90 And held for 1 to 30 minutes at a temperature range of 0-1,100 ° C., then, characterized by cooling to Rukoto at 3 ° C. / sec or more cooling rate until 550 ° C. or less, the method of manufacturing steel material superior in strength and toughness .

After cooling at a cooling rate of 3 ° C / sec or more to 550 ° C or less, Ac1 The method for producing a steel material having excellent strength and toughness according to claim 1 or 2, wherein the steel material is tempered at a temperature below a point. The method for producing a steel material having excellent strength and toughness according to any one of claims 1 to 3 , wherein the steel further satisfies the following formula (3).
N-Ti / 3.4 ≦ 0.0045 (3)
Here, the element symbol represents the content of each element, and the unit is mass% .

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