JP5076423B2 - Method for producing Ni-containing steel sheet - Google Patents
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Description
本発明は、LNG貯蔵タンク用鋼材として好適な、低温靭性に優れ、とくに強度−靭性バランスに優れたNi含有鋼板の製造方法に関する。 The present invention relates to a method for producing a Ni-containing steel sheet that is suitable as a steel material for an LNG storage tank and has excellent low-temperature toughness, and particularly excellent in a balance between strength and toughness.
近年、世界的なエネルギー需要の増大とそれに伴う地球環境の悪化が問題となっている。そのため、クリーンなエネルギー源としての天然ガス（LNG）の需要が急増している。この天然ガス（LNG）の需要増大に伴い、最近、LNG貯蔵用タンクの建設が国内外で積極的に推進されている。このような状況から、LNG貯蔵用タンクの本体に使用される９％Ni鋼等の低温靭性に優れたNi含有鋼板の需要も増加している。しかも、タンク建設用の敷地を有効利用するため、LNG貯蔵用タンクは大型化される傾向にあり、使用する鋼板には、脆性破壊に対する安全性の確保の観点から優れた低温靭性を有することに加えて、同時により高い降伏強さを有することが要望されている。 In recent years, an increase in global energy demand and accompanying deterioration of the global environment have become a problem. Therefore, the demand for natural gas (LNG) as a clean energy source is increasing rapidly. With the increasing demand for natural gas (LNG), the construction of LNG storage tanks has recently been actively promoted both at home and abroad. Under such circumstances, there is an increasing demand for Ni-containing steel sheets with excellent low-temperature toughness such as 9% Ni steel used for the main body of LNG storage tanks. Moreover, in order to make effective use of the site for tank construction, LNG storage tanks tend to be large, and the steel sheets used have excellent low temperature toughness from the viewpoint of ensuring safety against brittle fracture. In addition, it is desired to have higher yield strength at the same time.
低温靭性に優れた９％Ni鋼板の製造方法として、JIS G 3127（低温圧力容器用ニッケル鋼鋼板（降伏点または耐力：590MPa以上））やASTM A553には、再加熱焼入れ焼戻し処理（以下、QTプロセスという）が、また、ASTM A844には、直接焼入れ焼戻し処理（以下、DQTプロセスという）が指定されている。QTプロセス、DQTプロセスはいずれも、焼入れを一段とする熱処理である。 As a manufacturing method of 9% Ni steel plate with excellent low temperature toughness, JIS G 3127 (nickel steel plate for low temperature pressure vessels (yield point or proof stress: 590 MPa or more)) and ASTM A553 are reheated and tempered (hereinafter referred to as QT). In addition, ASTM A844 specifies direct quenching and tempering (hereinafter referred to as DQT process). Both the QT process and the DQT process are heat treatments in which quenching is performed in one step.
近年、Ni含有鋼板の低温靭性を、強度を維持したまま、安定してさらに向上させる熱処理方法が提案されている。例えば、非特許文献１には、オーステナイト域から急冷することでマルテンサイトを得る第一段の焼入れ（Ｑ）と、Ac3変態点以下の（γ+α）二相域から急冷する第二段の焼入れ（Ｑ’）と、Ac1変態点近傍以下で焼戻する焼戻（Ｔ）とからなる熱処理（以下、QQ’Tプロセスという）についての解説がある。QQ’TプロセスにおけるＱ’処理では、Ｑ処理で形成されたマルテンサイトが焼戻され焼戻マルテンサイトとなり、一部がオーステナイトに変態し、組織が微細化されるとともに、合金元素の再配分が生じるため、その後の急冷により、合金元素の濃縮したマルテンサイトと、少量の残留オーステナイトが形成される。このような混合組織にさらに焼戻（Ｔ）処理を施すと、さらに合金元素の濃縮した安定オーステナイト相が析出するとともに、焼戻マルテンサイト中のＣ，Ｎのような靭性に有害な不純物がオーステナイト相中に移行する。これにより、微細で、かつ極めて高い靭性を有する焼戻マルテンサイト相と、極低温でも安定な残留オーステナイト相とからなる組織となる。このようなことから、QQ’Tプロセスを施すことによりNi含有鋼板の低温靭性が著しく向上するとしている。 In recent years, a heat treatment method has been proposed in which the low temperature toughness of a Ni-containing steel plate is stably further improved while maintaining the strength. For example, Non-Patent Document 1 discloses a first stage quenching (Q) in which martensite is obtained by quenching from the austenite zone, and a second stage quenching from the (γ + α) two-phase zone below the Ac 3 transformation point. There is a commentary on the heat treatment (hereinafter referred to as QQ'T process) consisting of quenching (Q ') and tempering (T) tempering near the Ac 1 transformation point. In the Q 'treatment in the QQ'T process, the martensite formed in the Q treatment is tempered to become tempered martensite, partly transforms into austenite, the structure is refined, and alloy elements are redistributed. Therefore, the subsequent rapid cooling forms martensite enriched with alloying elements and a small amount of retained austenite. When such a mixed structure is further tempered (T), a stable austenite phase enriched with alloying elements is precipitated, and impurities harmful to toughness such as C and N in the tempered martensite are austenite. Transition into phase. As a result, the microstructure is composed of a fine tempered martensite phase having extremely high toughness and a retained austenite phase that is stable even at extremely low temperatures. For this reason, it is said that the low temperature toughness of Ni-containing steel sheets is remarkably improved by applying the QQ'T process.
このQQ’Tプロセスを基本として、Ni含有鋼板について、更なる強度、低温靭性の向上策が種々、提案されている。例えば、特許文献１には、Ni：7.5〜12.0％含有する含Ni厚鋼板に、Ac3点以上の温度に加熱し冷却する一次焼入れ処理と、ついで（Ac1＋10℃）〜（Ac3−10℃）の二相温度範囲でかつ該温度範囲で生成するオーステナイト量が20〜65面積％または85〜95面積％となる加熱保持を行い冷却する二次焼入れ処理と、さらに500℃以上（Ac1−10℃）以下の焼戻処理とを行う、QQ’Tプロセスを利用した、含Ni厚鋼板の製造方法が記載されている。特許文献１に記載された技術によれば、板厚50mm以上の含Ni厚鋼板においても、優れた降伏強さと低温靭性が安定して得られるとしている。 Based on this QQ'T process, various measures for improving strength and low temperature toughness have been proposed for Ni-containing steel sheets. For example, Patent Document 1 discloses that a Ni-containing thick steel sheet containing Ni: 7.5 to 12.0% is heated to a temperature not lower than the Ac 3 point and cooled, followed by (Ac 1 + 10 ° C.) to (Ac 3 − A secondary quenching process in which the amount of austenite generated in the temperature range is 20 to 65 area% or 85 to 95 area% and cooled by heating, and further 500 ° C or more (Ac 1-10 ° C.) A method for producing a Ni-containing thick steel sheet using the QQ'T process is described. According to the technique described in Patent Document 1, excellent yield strength and low temperature toughness can be stably obtained even in a Ni-containing thick steel plate having a thickness of 50 mm or more.
また、特許文献２には、Ｃ：0.10％以下、Ni：8.0〜10.0％を含み、不純物であるＰを0.001％以下、Ｓを0.001％以下とした鋼に、熱間圧延後、Ac3点以上の温度から焼入れし、ついで680〜710℃に再加熱した後焼入れし、ついで570〜600℃に焼戻する、QQ’Tプロセスを利用した、極低温用鋼材の製造方法が記載されている。特許文献２に記載された技術によれば、板厚40mmを超える極厚材であっても低温靭性に優れた鋼板とすることができるとしている。なお、特許文献２に記載された技術では、熱間圧延終了温度が800〜900℃であれば、第一段の焼入れ（Ｑ）を直接焼入れ（ＤＱ）としてもよいとしている。 Patent Document 2 discloses that steel containing C: 0.10% or less, Ni: 8.0 to 10.0%, impurities P being 0.001% or less, and S being 0.001% or less, after hot rolling, Ac 3 point Describes a method for producing cryogenic steel materials using the QQ'T process, quenching from the above temperatures, then reheating to 680-710 ° C, quenching, and then tempering to 570-600 ° C . According to the technique described in Patent Document 2, even a very thick material exceeding a plate thickness of 40 mm can be a steel plate excellent in low-temperature toughness. In the technique described in Patent Document 2, if the hot rolling finish temperature is 800 to 900 ° C., the first stage quenching (Q) may be directly quenched (DQ).
また、特許文献３には、Ac3変態点〜850℃の間に加熱し水冷する焼入れ処理と、Ac1変態点〜Ac3変態点間の二相域に加熱し水冷する中間焼入れ処理とを、500℃以上の温度範囲で50℃/min以上の加熱速度で行い、さらにAc１変態点以下で焼戻する、QQ’Tプロセスを利用した、９％Ni鋼の熱処理方法が記載されている。特許文献３に記載された技術によれば、焼入れ時の加熱速度の上昇により、結晶粒が微細化されるため、冷却速度の低下に伴う靭性の低下を補い、結果として靭性を損なわずに優れた降伏強さを有する鋼板を製造できるとしている。 Patent Document 3 includes a quenching process in which the mixture is heated between the Ac 3 transformation point and 850 ° C. and water-cooled, and an intermediate quenching process in which the two-phase region between the Ac 1 transformation point and the Ac 3 transformation point is heated and cooled with water. Describes a heat treatment method for 9% Ni steel using the QQ'T process, which is performed at a heating rate of 50 ° C./min or higher in a temperature range of 500 ° C. or higher and further tempered at an Ac 1 transformation point or lower. . According to the technique described in Patent Document 3, since the crystal grains are refined due to an increase in the heating rate at the time of quenching, the decrease in toughness due to the decrease in the cooling rate is compensated, and as a result, the toughness is not impaired. It is said that a steel plate having high yield strength can be manufactured.
また、特許文献４には、Ni：6.5〜12.0％含有するスラブに、1200〜1350℃で24ｈ以上保持する拡散熱処理を施したのち、熱間圧延し、Ac3変態点〜（Ac3変態点＋200℃）の温度範囲に加熱し冷却し、さらに、（Ac1変態点＋50℃）〜Ac3変態点の二相域に加熱し冷却し、450℃〜（Ac1変態点＋70℃）の温度で焼戻する、QQ’Tプロセスを利用した、低温用鋼板の製造方法が記載されている。特許文献４に記載された技術によれば、Ni含有低温用鋼板の低温靭性が向上するとともに、熱処理の温度範囲を広範囲に許容でき製造性が改善されるとしている。 In Patent Document 4, a slab containing Ni: 6.5 to 12.0% is subjected to diffusion heat treatment that is maintained at 1200 to 1350 ° C. for 24 hours or more, and then hot-rolled to obtain an Ac 3 transformation point to (Ac 3 transformation point). + 200 ° C) is heated and cooled to a temperature range, and then is heated and cooled to a two-phase region from (Ac 1 transformation point + 50 ° C) to Ac 3 transformation point, and the temperature is 450 ° C to (Ac 1 transformation point + 70 ° C). A method for producing a low-temperature steel sheet using the QQ'T process is described. According to the technique described in Patent Document 4, the low temperature toughness of the Ni-containing low temperature steel sheet is improved, and the temperature range of the heat treatment is allowed to be wide and the productivity is improved.
また、特許文献５には、Ni：7.5〜12.0％、Nb：0.003〜0.03％を含有する含Ni厚鋼板に、980〜Ac3点の温度範囲で、かつNb、Ｃに関係する式で定義される温度ＴQ以上の温度に、あるいはＴQ未満の温度でかつ加熱温度に関連する式で定義されるｔQ以下の時間加熱保持し冷却する一次焼入れ処理と、ついで（Ac1＋10℃）〜（Ac3−10℃）の二相温度範囲で加熱保持を行い冷却する二次焼入れ処理と、さらに500℃以上（Ac1−10℃）以下の焼戻処理とを行う、QQ’Tプロセスを利用した、含Ni厚鋼板の製造方法が記載されている。特許文献５に記載された技術によれば、板厚50mm以上の含Ni厚鋼板においても、優れた降伏強さと低温靭性が安定して得られるとしている。
特許文献１〜５に記載された技術はいずれも、QQ’TプロセスまたはDQQ’Tプロセスを利用しており、QQ’TプロセスまたはDQQ’Tプロセスを利用することにより、強度を確保しつつ、より安定して優れた低温靭性を有する含Ni厚鋼板を製造できる。しかし、QQ’TプロセスまたはDQQ’Tプロセスは、複数の熱処理工程を含むため、製造コストが高騰することに加えて、製造工程が長期間を要し、生産性に問題を残していた。 All of the techniques described in Patent Documents 1 to 5 use the QQ'T process or the DQQ'T process. By using the QQ'T process or the DQQ'T process, while ensuring the strength, A Ni-containing thick steel sheet having a more stable and excellent low temperature toughness can be produced. However, since the QQ'T process or the DQQ'T process includes a plurality of heat treatment steps, in addition to the increase in manufacturing cost, the manufacturing step requires a long period of time, leaving a problem in productivity.
本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、従来より低温靭性に優れ、かつ強度に優れ、優れた強度−靭性バランスを有するNi含有鋼板を、優れた生産性で製造できる、Ni含有鋼板の製造方法を提供することを目的とする。なお、ここでいう「低温靭性に優れた」とは、シャルピー衝撃試験を試験温度：−196℃で実施した場合の吸収エネルギーが、150Ｊ以上である場合をいうものとする。また、ここでいう「強度に優れた」とは、降伏強さが600MPa以上である場合をいうものとする。また、「優れた強度−靭性バランス」とは、（降伏強さYS（MPa））×（−196℃における吸収エネルギー値vＥ-196（Ｊ））が、100000MPaＪ以上である場合をいうものとする。 The present invention solves the above-mentioned problems of the prior art, and Ni-containing steel sheets that can produce Ni-containing steel sheets that have superior low-temperature toughness, excellent strength, and excellent strength-toughness balance with excellent productivity. It aims at providing the manufacturing method of. Here, “excellent in low temperature toughness” means that the absorbed energy when the Charpy impact test is performed at a test temperature of −196 ° C. is 150 J or more. The term “excellent in strength” here refers to a case where the yield strength is 600 MPa or more. “Excellent strength-toughness balance” means that (yield strength YS (MPa)) × (absorbed energy value at −196 ° C. vE −196 (J)) is 100000 MPaJ or more. .
本発明者らは、上記した目的を達成するために、DQQ’TプロセスまたはQQ’Tプロセスを利用せず、QTプロセスあるいはDQTプロセスといった、焼入れ処理を一段とするプロセスを選択し、Ni含有鋼板の低温靭性および強度に及ぼす熱処理条件の影響について鋭意研究した。その結果、本発明者らは、熱間圧延後、再加熱焼入れあるいは熱間圧延後直接焼入れしたままの、焼入れ状態のNi含有鋼板にさらに、従来の焼戻しより高温に、しかも急速に昇温したうえ、冷却する熱処理を施すことにより、優れた強度−靭性バランスを有するNi含有鋼板を、工程を短縮して製造可能であることを見出した。 In order to achieve the above-mentioned object, the present inventors do not use the DQQ'T process or the QQ'T process, select a process such as a QT process or a DQT process that performs a quenching process, The effects of heat treatment conditions on low temperature toughness and strength have been extensively studied. As a result, the present inventors further increased the temperature to a Ni-containing steel sheet in a quenched state after hot rolling, re-quenched or directly quenched after hot rolling, and more rapidly than conventional tempering. Furthermore, it has been found that a Ni-containing steel sheet having an excellent strength-toughness balance can be manufactured by shortening the process by performing a cooling heat treatment.
本発明者らは、まず、優れた低温靭性を安定的に得るためには、低温で安定性の高い残留オーステナイト相を充分に確保することにある、と考えた。しかし、残留オーステナイト相の含有量が多すぎると、降伏強さが低下する。このため、残留オーステナイト相の含有量は、強度と低温靭性がともに優れる適正な範囲に調整する必要がある。
従来のQTまたはDQTプロセスでは、ＣやNiの濃化が少なく、安定性の高い残留オーステナイト相を充分な量確保することは困難であった。そこで、本発明者らは、焼入れ処理後の熱処理の加熱温度を、二相温度域の高温域に設定することを思い付いた。加熱温度を二相温度域の中の高温域に設定すると、十分な量のオーステナイトが析出するが、しかし、オーステナイト中のＣやNiなどの合金元素の濃度が、加熱温度が低温の場合にくらべかなり低下するため、オーステナイトが不安定となり、冷却後にマルテンサイトに変態する。オーステナイトの析出量を抑えるには、加熱保持時間を短くすればよいが、この場合、Niが十分にオーステナイト中に濃化することができず、やはり、オーステナイトは不安定となる。
The present inventors first thought that, in order to stably obtain excellent low temperature toughness, it is necessary to sufficiently secure a retained austenite phase having high stability at low temperatures. However, when there is too much content of a retained austenite phase, yield strength will fall. For this reason, it is necessary to adjust the content of the retained austenite phase to an appropriate range in which both strength and low temperature toughness are excellent.
In the conventional QT or DQT process, it is difficult to secure a sufficient amount of retained austenite phase with little C and Ni concentration and high stability. Therefore, the present inventors have come up with the idea of setting the heating temperature of the heat treatment after quenching to a high temperature range of the two-phase temperature range. When the heating temperature is set to a high temperature range in the two-phase temperature range, a sufficient amount of austenite precipitates. However, the concentration of alloy elements such as C and Ni in the austenite is higher than when the heating temperature is low. Since it drops considerably, austenite becomes unstable and transforms to martensite after cooling. In order to suppress the precipitation amount of austenite, the heating and holding time may be shortened. However, in this case, Ni cannot be sufficiently concentrated in the austenite, and the austenite becomes unstable.
そこで、本発明者らは、焼入れ処理後の熱処理を、二相温度域の高温域まで、急速短時間加熱し冷却する処理とすることに思い至った。これにより、α→γ変態の変態核を増大させ、微細なオーステナイトを多数分散、析出させることができる。析出するオーステナイトを微細にすることで、低温における安定性を高め、それにより優れた低温靭性を確保でき、またさらに、急速短時間加熱であるために、オーステナイトに変態しないマルテンサイト相の焼戻しの進行が抑制されるため、同一成分であっても、従来に比べて、高強度化が図れ、強度−靭性バランスに優れた鋼板となることを見出した。 Therefore, the present inventors have come up with the idea that the heat treatment after the quenching process is a process of rapidly heating and cooling to a high temperature range of the two-phase temperature range. Thereby, the transformation nucleus of α → γ transformation can be increased, and a large number of fine austenite can be dispersed and precipitated. By making the precipitated austenite finer, stability at low temperatures can be increased, thereby ensuring excellent low-temperature toughness. Furthermore, because of rapid heating in a short time, the tempering of the martensite phase that does not transform into austenite progresses. Therefore, it was found that even with the same component, it is possible to increase the strength compared to the prior art and to obtain a steel plate having an excellent strength-toughness balance.
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：0.02〜0.13％、Si：0.04〜0.5％、Mn：0.2〜1.0％、Ni：7.0〜10.0％、Al：0.005〜0.10％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施し鋼板としたのち直ちに、焼入れする直接焼入れ処理と、ついで、５℃/ｓ以上の昇温速度で、（Ac1変態点＋15℃）以上、（Ac1変態点＋0.8×（Ac3変態点−Ac1変態点））以下の範囲の温度に加熱したのち冷却する熱処理と、を順次施すことを特徴とする低温靭性および強度−靭性バランスに優れたNi含有鋼板の製造方法。
The present invention has been completed based on the above findings and further studies. That is, the gist of the present invention is as follows.
(1) By mass%, C: 0.02 to 0.13%, Si: 0.04 to 0.5%, Mn: 0.2 to 1.0%, Ni: 7.0 to 10.0%, Al: 0.005 to 0.10%, the balance Fe and inevitable A steel material having a composition composed of impurities is hot-rolled into a steel sheet and then immediately quenched, followed by a heating rate of 5 ° C / s or more (Ac 1 transformation point + 15 ° C) or more. , (Ac 1 transformation point + 0.8 × (Ac 3 transformation point-Ac 1 transformation point)) Heat treatment to a temperature in the range below, followed by heat treatment to cool, low temperature toughness and strength-toughness A method for producing a Ni-containing steel sheet with excellent balance.
（２）質量％で、Ｃ：0.02〜0.13％、Si：0.04〜0.5％、Mn：0.2〜1.0％、Ni：7.0〜10.0％、Al：0.005〜0.10％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施し鋼板としたのち、空冷し、ついでAc3変態点〜850℃の範囲の温度に再加熱し焼入れする再加熱焼入れ処理と、ついで、５℃/ｓ以上の昇温速度で、（Ac1変態点＋15℃）以上、（Ac1変態点＋0.8×（Ac3変態点−Ac1変態点））以下の範囲の温度に加熱したのち冷却する熱処理と、を順次施すことを特徴とする低温靭性および強度−靭性バランスに優れたNi含有鋼板の製造方法。 (2) By mass%, C: 0.02 to 0.13%, Si: 0.04 to 0.5%, Mn: 0.2 to 1.0%, Ni: 7.0 to 10.0%, Al: 0.005 to 0.10%, the balance Fe and inevitable a steel material having a composition consisting of impurities, after a steel sheet subjected to hot rolling, reheating quenching treatment by air cooling and then reheating and quenching to a temperature in the range of Ac 3 transformation point to 850 ° C., then 5 After heating to a temperature in the range of (Ac 1 transformation point + 15 ° C) or more and (Ac 1 transformation point + 0.8 x (Ac 3 transformation point-Ac 1 transformation point)) at a rate of temperature rise of ℃ / s or more The manufacturing method of the Ni containing steel plate excellent in the low temperature toughness and strength-toughness balance characterized by performing sequentially the heat processing to cool.
（３）（１）または（２）において、前記熱処理における加熱後、10ｓ以下（０ｓを含む）保持することを特徴とするNi含有鋼板の製造方法。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Mo：0.5％以下、Ｖ：0.1％以下、Cr：0.5％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とするNi含有鋼板の製造方法。
(3) The method for producing a Ni-containing steel sheet according to (1) or (2), wherein the steel sheet is held for 10 seconds or less (including 0 seconds) after heating in the heat treatment.
(4) In any one of (1) to (3), in addition to the above composition, 1% selected from Mo: 0.5% or less, V: 0.1% or less, Cr: 0.5% or less in mass% The manufacturing method of the Ni containing steel plate characterized by containing seed | species or 2 or more types.
（５）（１）ないし（４）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti：0.03％以下を含有することを特徴とするNi含有鋼板の製造方法。 (5) The method for producing a Ni-containing steel sheet according to any one of (1) to (4), further comprising Ti: 0.03% or less by mass% in addition to the above composition.
本発明によれば、一段の焼入れ処理と焼戻処理からなる簡易なプロセスで、工程を短縮し、しかも安定して優れた低温靭性と所望の高強度を有し、強度−靭性バランスに優れたNi含有鋼板を能率よく製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明によれば、強度−靭性バランスに優れたNi含有鋼板を安価に製造でき、LNGタンクの大型化の推進やその安全性の向上に大きく貢献できるという効果もある。 According to the present invention, it is a simple process consisting of a single-stage quenching process and a tempering process, shortening the process, and having stable and excellent low-temperature toughness and desired high strength, and excellent strength-toughness balance. Ni-containing steel sheet can be produced efficiently and has a remarkable industrial effect. In addition, according to the present invention, an Ni-containing steel sheet having an excellent balance between strength and toughness can be manufactured at low cost, and there is an effect that it can greatly contribute to promotion of enlargement of the LNG tank and improvement of its safety.
まず、本発明で使用する鋼素材（Ni含有鋼板素材）の組成限定理由について説明する。以下、質量％は単に％で記す。
Ｃ：0.02〜0.13％
Ｃは、鋼の強度を増加させる元素であり、所望の高強度を確保するためには、0.02％以上の含有を必要とする。一方、0.13％を超える含有は、低温靭性の低下を招く。このため、Ｃは0.02〜0.13％の範囲に規定した。なお、焼入れ性の確保と靭性確保の観点から好ましくは0.04〜0.10％である。
First, the reasons for limiting the composition of the steel material (Ni-containing steel plate material) used in the present invention will be described. Hereinafter, mass% is simply expressed as%.
C: 0.02 to 0.13%
C is an element that increases the strength of steel, and in order to ensure a desired high strength, it needs to contain 0.02% or more. On the other hand, a content exceeding 0.13% causes a decrease in low temperature toughness. For this reason, C was specified in the range of 0.02 to 0.13%. In addition, from a viewpoint of ensuring hardenability and toughness ensuring, it is preferably 0.04 to 0.10%.
Si：0.04〜0.5％
Siは、脱酸剤として作用するとともに、鋼の強度を向上する元素であり、このような効果を得るためには0.04％以上の含有を必要とする。一方、0.5％を超えて多量に含有すると、焼戻脆化感受性が高まる。このため、Siは0.04〜0.5％の範囲に規定した。
Mn：0.2〜1.0％
Mnは、熱間における延性を向上させ熱間加工性を向上させるとともに、強度向上にも寄与する元素であり、これらの効果を得るためには、0.2％以上の含有を必要とする。一方、1.0％を超えて含有しても、強度向上効果が飽和するとともに、低温靭性が低下し、さらに焼戻脆化感受性が高くなる。このため、Mnは0.2〜1.0％の範囲に規定した。なお、好ましくは0.4〜0.8％である。
Si: 0.04-0.5%
Si acts as a deoxidizer and is an element that improves the strength of steel. To obtain such an effect, it needs to be contained in an amount of 0.04% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.5%, the temper embrittlement susceptibility increases. For this reason, Si was specified in the range of 0.04 to 0.5%.
Mn: 0.2-1.0%
Mn is an element that improves hot ductility, improves hot workability, and contributes to strength improvement. In order to obtain these effects, it needs to be contained in an amount of 0.2% or more. On the other hand, even if the content exceeds 1.0%, the strength improving effect is saturated, the low temperature toughness is lowered, and the temper embrittlement sensitivity is further increased. For this reason, Mn was specified in the range of 0.2 to 1.0%. In addition, Preferably it is 0.4 to 0.8%.
Ni：7.0〜10.0％
Niは、低温靭性を向上させる有効な元素であり、さらに残留オーステナイト相の安定化にも寄与する。このような効果を得るためには、7.0％以上の含有を必要とする。一方、10.0％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり経済的に不利となる。このため、Niは7.0〜10.0％の範囲に規定した。
Ni: 7.0 to 10.0%
Ni is an effective element for improving low temperature toughness, and further contributes to stabilization of the retained austenite phase. In order to obtain such an effect, the content of 7.0% or more is required. On the other hand, if the content exceeds 10.0%, the effect is saturated, and an effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous. Therefore, Ni is stipulated in the range of 7.0 to 10.0%.
Al：0.005〜0.10％
Alは、脱酸剤として作用するとともに、結晶粒を微細化する作用を有する元素である。このような効果を得るためには0.005％以上含有することが必要であるが、0.10％を超えて含有すると、清浄度が低下する。このため、Alは0.005〜0.10％に規定する。
上記した成分が基本の成分であり、この基本組成に加えてさらに、Mo：0.5％以下、Ｖ：0.1％以下、Cr：0.5％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ti：0.03％以下を必要に応じて選択して含有することができる。
Al: 0.005-0.10%
Al is an element that acts as a deoxidizer and has the effect of refining crystal grains. In order to acquire such an effect, it is necessary to contain 0.005% or more, but when it contains exceeding 0.10%, cleanliness will fall. For this reason, Al is prescribed | regulated to 0.005-0.10%.
The above-mentioned components are basic components, and in addition to this basic composition, one or more selected from Mo: 0.5% or less, V: 0.1% or less, Cr: 0.5% or less, and / or Alternatively, Ti: 0.03% or less can be selected and contained as necessary.
Mo：0.5％以下、Ｖ：0.1％以下、Cr：0.5％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Mo、Ｖ、Crはいずれも、強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上含有できる。とくにこれらの元素の含有は、強度の低下が著しくなる厚肉材の場合に有効となる。このような効果を得るためには、Mo：0.03％以上、Ｖ：0.02％以上、Cr：0.05％以上含有することが望ましい。一方、Mo：0.5％、Ｖ：0.1％、Cr：0.5％をそれぞれ超える含有は、強度向上代が小さくなるうえ、母材や溶接部の靭性低下の原因となる。このため、Mo：0.5％以下、Ｖ：0.1％以下、Cr：0.5％以下にそれぞれ規定することが好ましい。
One or more selected from Mo: 0.5% or less, V: 0.1% or less, Cr: 0.5% or less
Mo, V, and Cr are all elements that contribute to strength improvement, and can be selected as necessary and contained in one or more. In particular, the inclusion of these elements is effective in the case of a thick material whose strength is significantly reduced. In order to obtain such effects, it is desirable to contain Mo: 0.03% or more, V: 0.02% or more, and Cr: 0.05% or more. On the other hand, if the content exceeds Mo: 0.5%, V: 0.1%, and Cr: 0.5%, the strength improvement allowance becomes small and the toughness of the base metal and the welded part decreases. For this reason, it is preferable to prescribe | regulate respectively Mo: 0.5% or less, V: 0.1% or less, and Cr: 0.5% or less.
Ti：0.03％以下
Tiは、母材の機械的特性には特に影響を及ぼさないが、溶接熱影響部の靭性を高める元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るためには0.01％以上含有することが望ましいが、0.03％を超えて含有しても、効果が飽和し、経済的に不利となる。このため、Tiは0.03％以下に規定することが好ましい。
Ti: 0.03% or less
Ti does not particularly affect the mechanical properties of the base material, but is an element that enhances the toughness of the weld heat affected zone, and can be contained as necessary. In order to acquire such an effect, it is desirable to contain 0.01% or more, but even if it contains exceeding 0.03%, an effect will be saturated and it will become economically disadvantageous. For this reason, Ti is preferably specified to be 0.03% or less.
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。
健全な母材および溶接継手を得るためには、不可避的不純物として、Ｐ：0.01％以下、Ｓ：0.01％以下に可能な限り低減することが好ましい。
本発明では、上記した組成を有する鋼素材を出発素材とする。鋼素材の製造方法についてはとくに規定しないが、通常の溶製方法、鋳造方法がいずれも適用できる。なかでも、上記した組成を有する溶鋼を、転炉等の通常の溶製炉で溶製し、連続鋳造法でスラブ（鋼素材）とすることが好ましい。
The balance other than the above components is Fe and inevitable impurities.
In order to obtain a sound base material and a welded joint, it is preferable to reduce the inevitable impurities as much as possible to P: 0.01% or less and S: 0.01% or less.
In the present invention, a steel material having the above composition is used as a starting material. The manufacturing method of the steel material is not particularly specified, but any ordinary melting method and casting method can be applied. Especially, it is preferable to melt the molten steel which has an above-described composition with a normal melting furnace, such as a converter, and to make a slab (steel material) by a continuous casting method.
得られた鋼素材を熱間圧延可能な温度に加熱したのち、熱間圧延を施し、所望の板厚の鋼板とすることが好ましい。得られた鋼板に、圧延終了後、直ちに焼入れする直接焼入れ処理を施すか、あるいは圧延終了後、空冷し、ついでAc3変態点〜850℃の範囲の温度に再加熱し焼入れする再加熱焼入れ処理を施し、鋼板組織を均一マルテンサイト組織とする。
直接焼入れ処理、再加熱焼入れ処理はいずれも、均一なマルテンサイト組織を得るために行われるものである。そのため、直接焼入れ処理の場合には、圧延終了後の鋼板温度（中心）が、600℃以上を保持していることが必要となる。圧延終了後の鋼板温度（中心）が、600℃未満の場合には、その後急冷（水冷）しても、均一マルテンサイト組織を確保することが難しくなる。
After heating the obtained steel material to a temperature at which hot rolling is possible, it is preferable to perform hot rolling to obtain a steel plate having a desired thickness. The obtained steel sheet is subjected to a direct quenching process in which quenching is performed immediately after the end of rolling, or air cooling is performed after the end of rolling, and then reheating and quenching is performed by reheating to a temperature in the range of Ac 3 transformation point to 850 ° C. To make the steel sheet structure a uniform martensite structure.
Both the direct quenching process and the reheat quenching process are performed in order to obtain a uniform martensite structure. Therefore, in the case of direct quenching, it is necessary that the steel plate temperature (center) after the end of rolling is maintained at 600 ° C. or higher. When the steel plate temperature (center) after rolling is less than 600 ° C., it is difficult to ensure a uniform martensite structure even if it is rapidly cooled (water cooled) thereafter.
また、再加熱焼入れ処理の場合には、少なくともAc3変態点以上の温度に再加熱する必要がある。再加熱温度がAc3変態点未満では、その後急冷（水冷）しても、均一マルテンサイト組織を確保することができなくなる。一方、加熱温度が850℃を超えると、加熱時にオーステナイト粒が粗大化する。このため、再加熱焼入れ処理の再加熱温度は、Ac3変態点〜850℃の範囲の温度に規定した。上記した再加熱温度に加熱保持したのち、水冷（焼入れ）し、均一マルテンサイト組織を得る。なお、直接焼入れ処理と、上記した再加熱焼入れ処理とは、ほぼ同等の効果が得られることを確認している。 Further, in the case of reheating and quenching, it is necessary to reheat to a temperature at least above the Ac 3 transformation point. If the reheating temperature is less than the Ac 3 transformation point, a uniform martensite structure cannot be secured even if it is then rapidly cooled (water cooled). On the other hand, when the heating temperature exceeds 850 ° C., austenite grains become coarse during heating. For this reason, the reheating temperature of the reheating and quenching treatment is regulated to a temperature in the range of Ac 3 transformation point to 850 ° C. After heating and holding at the reheating temperature described above, water cooling (quenching) is performed to obtain a uniform martensite structure. In addition, it has been confirmed that the direct quenching process and the reheating quenching process described above can obtain substantially the same effect.
直接焼入れ処理あるいは再加熱焼入れ処理を施された鋼板は、ついで、５℃/ｓ以上の昇温速度で、（Ac1変態点＋15℃）以上、（Ac1変態点＋0.8×（Ac3変態点−Ac1変態点））以下の範囲の温度に加熱されたのち、冷却する熱処理を施される。なお、ここでいう、昇温速度は、板厚方向平均の昇温速度であって、しかも、500〜600℃間での平均昇温速度をいうものとする。 The steel sheet that has been subjected to direct quenching treatment or reheating quenching treatment is then heated at a rate of 5 ° C./s or more (Ac 1 transformation point + 15 ° C.) or more, (Ac 1 transformation point + 0.8 × (Ac 3 Transformation point—Ac 1 transformation point)) After being heated to a temperature in the following range, a heat treatment for cooling is applied. In addition, the temperature increase rate here is an average temperature increase rate in the plate thickness direction, and it means an average temperature increase rate between 500-600 ° C.
この熱処理は、本発明において最も重要なものである。
この熱処理における昇温速度は、５℃/ｓ以上に規定する。昇温速度が５℃/ｓ未満では、昇温速度が遅く、オーステナイトの核生成頻度が小さいため、析出オーステナイトの粒成長が顕著となり、残留オーステナイトが粗大化し、さらに、マルテンサイトの焼戻しが進行し強度が低下するため、所望の低温靭性および強度−靭性バランスを確保できなくなる。なお、好ましくは10℃/ｓ以上、さらに好ましくは20℃/ｓ以上である。また、昇温速度の上限は加熱装置の能力に依存するためとくに規定する必要はないが、現状の、例えば誘導加熱方式の加熱装置として、この世に製造可能なものの現実性から考えて、200℃/ｓが上限といえる。
This heat treatment is the most important thing in the present invention.
The temperature increase rate in this heat treatment is specified to be 5 ° C./s or more. When the heating rate is less than 5 ° C./s, the heating rate is slow and the nucleation frequency of austenite is low, so that the grain growth of precipitated austenite becomes remarkable, the retained austenite becomes coarse, and the tempering of martensite proceeds. Since the strength decreases, the desired low-temperature toughness and strength-toughness balance cannot be ensured. In addition, Preferably it is 10 degrees C / s or more, More preferably, it is 20 degrees C / s or more. In addition, the upper limit of the heating rate depends on the capacity of the heating device, so it is not necessary to specify it. However, considering the reality of what can be manufactured in the world as a current heating device, for example, induction heating method, / s is the upper limit.
また、この熱処理における加熱温度は、（Ac1変態点＋15℃）以上、（Ac1変態点＋0.8×（Ac3変態点−Ac1変態点））以下の範囲の温度に規定する。なお、ここでいう温度は、板厚方向の平均温度を意味し、板厚、表面温度および冷却条件等から、シミュレーション計算等により求められるものを用いることができる。例えば、差分法を用い、板厚方向の温度分布を平均化することにより得られた温度を平均温度とすることもできる。 The heating temperature in this heat treatment is defined as a temperature in the range of (Ac 1 transformation point + 15 ° C.) or more and (Ac 1 transformation point + 0.8 × (Ac 3 transformation point−Ac 1 transformation point)) or less. In addition, the temperature here means an average temperature in the thickness direction, and a temperature obtained by simulation calculation or the like from the thickness, surface temperature, cooling conditions, or the like can be used. For example, the temperature obtained by averaging the temperature distribution in the plate thickness direction using the difference method may be used as the average temperature.
加熱温度が、（Ac1変態点＋15℃）未満では、十分な量の析出オーステナイト量を確保することができず、また、マトリクス（マルテンサイト組織）の焼戻しが十分でないために、低温靭性が低下する。一方、加熱温度を、（Ac1変態点＋0.8×（Ac3変態点−Ac1変態点））を超える高温とすると、オーステナイトへの変態量が多くなり、オーステナイト相の安定性が低下し、得られる残留オーステナイト相量が減少するとともに、高温の焼戻しにより強度が低下する。このようなことから、この熱処理における加熱温度は（Ac1変態点＋15℃）以上、（Ac1変態点＋0.8×（Ac3変態点−Ac1変態点））以下に規定した。 If the heating temperature is less than (Ac 1 transformation point + 15 ° C), a sufficient amount of precipitated austenite cannot be secured, and the tempering of the matrix (martensitic structure) is not sufficient, resulting in low temperature toughness. To do. On the other hand, if the heating temperature is higher than (Ac 1 transformation point + 0.8 x (Ac 3 transformation point-Ac 1 transformation point)), the amount of transformation to austenite increases and the stability of the austenite phase decreases. The amount of residual austenite phase obtained decreases, and the strength decreases due to high temperature tempering. For this reason, the heating temperature in this heat treatment was defined as (Ac 1 transformation point + 15 ° C.) or more and (Ac 1 transformation point + 0.8 × (Ac 3 transformation point−Ac 1 transformation point)) or less.
なお、ここでいう変態点は、昇温速度１℃/ｓとして実験（変態測定）で求められた変態温度とする。Ni含有鋼では、主にNiのミクロ偏析に起因し、平衡状態における変態点と実際に変態が起こる温度に乖離がある。
上記した加熱温度に、鋼板温度が到達後は、保持せず（保持０ｓ）に直ちに冷却するか、あるいは10ｓ以下の時間保持したのち、冷却することが好ましい。上記した加熱保持の時間が10ｓを超えて長くなると、オーステナイトへの変態量が多くなり、得られる残留オーステナイト相量が減少するとともに、マトリクス（マルテンサイト組織）の焼戻しが進行し強度が低下する。このため、上記した熱処理における加熱保持は、10ｓ以下（０ｓを含む）と規定することが好ましい。加熱保持後の冷却は、空冷あるいは水冷等、とくに規定する必要はないが、水冷とすることが焼戻脆化防止の観点から好ましい。
Here, the transformation point is a transformation temperature obtained by an experiment (transformation measurement) with a temperature increase rate of 1 ° C./s. In Ni-containing steels, there is a discrepancy between the transformation point in the equilibrium state and the temperature at which the transformation actually occurs, mainly due to the microsegregation of Ni.
After the steel sheet temperature reaches the above heating temperature, it is preferable to cool immediately without holding (holding 0 s) or to cool after holding for 10 s or less. When the heating and holding time is longer than 10 s, the amount of transformation to austenite increases, the amount of residual austenite phase obtained decreases, and the tempering of the matrix (martensitic structure) proceeds and the strength decreases. For this reason, it is preferable to prescribe | regulate the heating holding | maintenance in above-mentioned heat processing as 10 s or less (0 s is included). The cooling after the heating and holding is not particularly required to be regulated such as air cooling or water cooling, but water cooling is preferable from the viewpoint of preventing temper embrittlement.
このような急速短時間加熱の熱処理は、例えば、ガス加熱装置や誘導加熱装置を利用することにより可能となる。
上記した熱処理を誘導加熱装置を利用して行う場合、誘導加熱装置は、例えば、厚板の製造ライン上に設置する、いわゆるオンライン方式とすることが好ましい。本発明におけるような、直接焼入れ処理後に熱処理を行うプロセスでは、とくに生産能率上、オンライン方式とすることが好ましい。もちろん、オフライン方式としてもよいことはいうまでもない。
Such a rapid and short-time heat treatment can be performed by using, for example, a gas heating device or an induction heating device.
When performing the above-described heat treatment using an induction heating device, the induction heating device is preferably a so-called on-line system that is installed on a thick plate production line, for example. In the process of performing the heat treatment after the direct quenching treatment as in the present invention, it is preferable to use the on-line method particularly in terms of production efficiency. Of course, it goes without saying that the offline method may be used.
表１に示す組成の溶鋼を真空溶解炉にて溶製し、小型鋼塊（100kg）とし、熱間圧延により、100mm厚のスラブ（鋼素材）とした。これら鋼素材を1100℃に加熱したのち、熱間圧延を施し、表２に示す板厚の鋼板とした。一部の鋼板には圧延終了後直ちに焼入れ（水冷）する直接焼入れ処理（ＤＱ）を施し、また、一部の鋼板には圧延終了後空冷し、ついで再加熱して焼入れ（水冷）する再加熱焼入れ処理（Ｑ）を施した。直接焼入れ処理の焼入れ開始温度（圧延終了温度）、および再加熱焼入れ処理の加熱温度を表２に併記した。 Molten steel having the composition shown in Table 1 was melted in a vacuum melting furnace to form a small steel ingot (100 kg) and a hot-rolled slab (steel material) having a thickness of 100 mm. These steel materials were heated to 1100 ° C. and then hot-rolled to obtain steel plates having thicknesses shown in Table 2. Some steel plates are subjected to direct quenching (DQ), which is quenched (water-cooled) immediately after rolling, and some steel plates are air-cooled after rolling, and then re-heated and quenched (water-cooled). Quenching treatment (Q) was performed. Table 2 shows the quenching start temperature (rolling end temperature) of the direct quenching process and the heating temperature of the reheating quenching process.
直接焼入れ処理または再加熱焼入れ処理を施された鋼板に、ついで、表２に示す昇温速度で表２に示す加熱温度に加熱し、表２に示す時間保持したのち冷却する熱処理（Ｔ）を施した。なお、冷却は空冷とした。
なお、比較として、QQ’Tプロセスを利用した熱処理（Q温度：810℃、Q’温度：680℃、T温度：570℃）を施した場合も行った（鋼板No.１）。なお、熱処理（Ｔ）の昇温速度は0.5℃／ｓとした。
The steel sheet that has been subjected to direct quenching treatment or reheating quenching treatment is then heated to the heating temperature shown in Table 2 at the rate of temperature rise shown in Table 2, and the heat treatment (T) for cooling after holding for the time shown in Table 2 is performed. gave. The cooling was air cooling.
For comparison, the heat treatment using the QQ′T process (Q temperature: 810 ° C., Q ′ temperature: 680 ° C., T temperature: 570 ° C.) was also performed (steel plate No. 1). The temperature increase rate of the heat treatment (T) was 0.5 ° C./s.
得られた鋼板から、試験片を採取して引張試験、衝撃試験を実施し、強度および低温靭性を評価した。試験方法は次の通りとした。
（１）引張試験
得られた鋼板の板厚中心部から、JIS Z 2201の規定に準拠して、圧延方向と直角方向（板幅方向）が引張方向となるように丸棒試験片（平行部径：６mmφ）を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して室温で引張試験を実施し、降伏強さYSと引張強さTSを求めた。
From the obtained steel plate, a test piece was collected and subjected to a tensile test and an impact test to evaluate strength and low temperature toughness. The test method was as follows.
(1) Tensile test Round bar test piece (parallel part) so that the direction perpendicular to the rolling direction (sheet width direction) is the tensile direction from the center of the thickness of the obtained steel sheet in accordance with the provisions of JIS Z 2201 (Diameter: 6 mmφ) was sampled and subjected to a tensile test at room temperature in accordance with the provisions of JIS Z 2241 to determine the yield strength YS and the tensile strength TS.
（２）衝撃試験
得られた鋼板の板厚中心部から、圧延方向と直角方向（板幅方向）にＶノッチ試験片を採取し、JIS Z 2242の規定に準拠して、試験温度：−196℃でシャルピー衝撃試験を実施し、−196℃における吸収エネルギーvＥ-196（Ｊ）を求めた。なお、試験は各３本行い、得られた吸収エネルギー値を算術平均して、その平均値をその鋼板の吸収エネルギー値とした。
(2) Impact test V-notch test specimens were taken in the direction perpendicular to the rolling direction (sheet width direction) from the center of the thickness of the obtained steel sheet, and the test temperature was -196 in accordance with the provisions of JIS Z 2242. A Charpy impact test was performed at 0 ° C., and the absorbed energy vE −196 (J) at −196 ° C. was obtained. Three tests were performed, and the obtained absorbed energy values were arithmetically averaged, and the average value was taken as the absorbed energy value of the steel sheet.
なお、得られた鋼板の板厚中央部から、残留オーステナイト測定用試験片を採取しＸ線回折により、各鋼板の1/2ｔ位置における残留オーステナイト量（体積％）を測定した。
得られた結果を表３に示す。
In addition, the test piece for residual austenite measurement was extract | collected from the plate | board thickness center part of the obtained steel plate, and the amount of retained austenite (volume%) in the 1 / 2t position of each steel plate was measured by X-ray diffraction.
The obtained results are shown in Table 3.
鋼板No.１〜No.３は、従来の製造プロセスである、QQ’TプロセスおよびQTプロセスを利用した比較例である。QQ’Tプロセスを利用した鋼板No.１（比較例）は、残留オーステナイトが増加し、低温靭性の向上が認められる。QTプロセスを利用した鋼板No.３（比較例）は、熱処理（Ｔ）の加熱温度が高くQQ’Tプロセスと同等の残留オーステナイト量が得られているが、その安定性は低く、低温靭性が低下している。また、QTプロセスを利用した鋼板No.２（比較例）は、残留オーステナイト量が少なくQQ’Tプロセス材（鋼板No.１）に比べて低温靭性が低下している。 Steel plates No. 1 to No. 3 are comparative examples using the QQ′T process and the QT process, which are conventional manufacturing processes. Steel plate No. 1 (comparative example) using the QQ'T process has increased retained austenite and improved low temperature toughness. Steel plate No. 3 using the QT process (comparative example) has a high heat treatment (T) heating temperature and a retained austenite content equivalent to that of the QQ'T process, but its stability is low and low temperature toughness is low. It is falling. Steel plate No. 2 using the QT process (comparative example) has a low amount of retained austenite and a lower low temperature toughness than the QQ'T process material (steel plate No. 1).
本発明例はいずれも、従来のQTプロセスを利用した比較例（鋼板No.２）と同等またはそれ以上の低温靭性を有しており、しかも、比較例（鋼板No.２）と同等の吸収エネルギーを有する場合には、より高い強度を有し、強度−靭性バランスに優れた鋼板となっている。
一方、熱処理（Ｔ）の加熱温度が本発明の範囲を外れる比較例（鋼板No.11、No.12）は、安定な残留オーステナイトが十分に得られず、靭性が低下している。また、Ｃ含有量が本発明の範囲を外れる比較例（鋼板No.28）、Ni含有量が本発明の範囲を外れる比較例（鋼板No.29、No.30）はいずれも、低温靭性が低下している。
Each of the inventive examples has a low temperature toughness equivalent to or higher than that of the comparative example (steel plate No. 2) using the conventional QT process, and also has the same absorption as the comparative example (steel plate No. 2). When it has energy, it is a steel plate having higher strength and excellent strength-toughness balance.
On the other hand, in the comparative examples (steel plates No. 11 and No. 12) in which the heating temperature of the heat treatment (T) is out of the range of the present invention, stable retained austenite cannot be obtained sufficiently and the toughness is lowered. Moreover, both the comparative example (steel plate No. 28) in which the C content is outside the scope of the present invention and the comparative examples (steel plates No. 29, No. 30) in which the Ni content is outside the scope of the present invention have low temperature toughness. It is falling.
Claims (5)
Ｃ：0.02〜0.13％、 Si：0.04〜0.5％、
Mn：0.2〜1.0％、 Ni：7.0〜10.0％、
Al：0.005〜0.10％
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施し鋼板としたのち直ちに、焼入れする直接焼入れ処理と、ついで、５℃/ｓ以上の昇温速度で、（Ac1変態点＋15℃）以上、（Ac1変態点＋0.8×（Ac3変態点−Ac1変態点））以下の範囲の温度に加熱したのち冷却する熱処理と、を順次施すことを特徴とする低温靭性および強度−靭性バランスに優れたNi含有鋼板の製造方法。 % By mass
C: 0.02 to 0.13%, Si: 0.04 to 0.5%,
Mn: 0.2 to 1.0%, Ni: 7.0 to 10.0%,
Al: 0.005-0.10%
A steel material having a composition comprising the balance Fe and inevitable impurities, hot-rolled into a steel sheet, and then immediately quenched, followed by a quenching process at a rate of 5 ° C./s or more, (Ac 1 transformation point + 15 ° C) above, (Ac 1 transformation point +0.8 x (Ac 3 transformation point-Ac 1 transformation point)) A method for producing a Ni-containing steel sheet having excellent low temperature toughness and excellent strength-toughness balance.
Ｃ：0.02〜0.13％、 Si：0.04〜0.5％、
Mn：0.2〜1.0％、 Ni：7.0〜10.0％、
Al：0.005〜0.10％
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施し鋼板としたのち、空冷する処理と、ついでAc3変態点〜850℃の範囲の温度に再加熱し焼入れする再加熱焼入れ処理と、ついで、５℃/ｓ以上の昇温速度で、（Ac1変態点＋15℃）以上、（Ac1変態点＋0.8×（Ac3変態点−Ac1変態点））以下の範囲の温度に加熱したのち冷却する熱処理と、を順次施すことを特徴とする低温靭性および強度−靭性バランスに優れたNi含有鋼板の製造方法。 % By mass
C: 0.02 to 0.13%, Si: 0.04 to 0.5%,
Mn: 0.2 to 1.0%, Ni: 7.0 to 10.0%,
Al: 0.005-0.10%
The steel material containing the balance Fe and inevitable impurities is hot-rolled into a steel sheet, then air-cooled, and then reheated to a temperature in the range of Ac 3 transformation point to 850 ° C. reheating quenching for quenching, then at 5 ° C. / s or more heating rate, (Ac 1 transformation point + 15 ° C.) or higher, (Ac 1 transformation point + 0.8 × (Ac 3 transformation point -Ac 1 transformation point )) A method for producing a Ni-containing steel sheet excellent in low temperature toughness and strength-toughness balance, characterized by sequentially performing heat treatment after heating to a temperature in the following range and cooling.
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