JP2004292844A - High toughness steel plate with excellent low-temperature toughness - Google Patents

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a steel plate excellent in toughness (base material toughness and large heat input HAZ toughness) at a low temperature and having ≥490 MPa strength. <P>SOLUTION: The high toughness steel plate with excellent low-temperature HAZ toughness is composed of steel having a composition containing, by mass, 0.010 to 0.070% C, ≤0.8% Si, 1.0 to 1.9% Mn, ≤0.032% (including 0%) Nb, 0.005 to 0.10% Ti, 0.0006 to 0.0050% B and 0.0020 to 0.010% N, and the value of KP represented by KP=[Mn]+1.5×[Cr]+2×[Mo] (where square brackets show the contents (mass%) of the respective elements) satisfies KP<2.4. Moreover, bainite comprises ≥50 vol.% of a steel structure, and average grain size is ≤8μm. <P>COPYRIGHT: (C)2005,JPO&NCIPI

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、低温での母材靭性に優れ、且つ溶接性（大入熱ＨＡＺ靭性、耐溶接割れ性）に優れた４９０ＭＰａ以上の引張強度を有する鋼板（以下、４９０ＭＰａ級以上の鋼板」という）に関するものである。本発明の鋼板は、主として船舶、海洋構造物などの溶接構造物に適用される。
【０００２】
【従来の技術】
船舶や海洋構造物などに適用される鋼板（厚鋼板）では、高い母材強度と共に、その適用環境から、低温での母材靭性に優れていることが求められる。また、このような分野に適用される鋼板では、溶接性（大入熱ＨＡＺ靭性や耐溶接割れ性）も重要な特性として要求されている。
【０００３】
こうした鋼板において、母材靭性の確保を考慮しつつＨＡＺ（溶接熱影響部）靭性（特に大入熱ＨＡＺ靭性）を高める技術は種々提案されているが、例えば、特許文献１には、ＨＡＺにおける酸化物系介在物のピンニングを利用してオーステナイト粒の微細化を図り、ＨＡＺ靭性を確保する技術が開示されている。
【０００４】
また、特許文献２には、固溶Ｂによって粒界フェライトの生成を抑制し、鋼組織をアシキュラーフェライト主体として母材靭性を確保すると共に、ＣａＳやＭｎＳのフェライト核生成能を利用して、ＨＡＺ靭性向上を図る技術が開示されている。
【０００５】
これらの技術は、−２０℃レベルや−４０℃レベルでの母材靭性およびＨＡＺ靭性を確保しているが、最近では、上記分野に適用される鋼板の母材靭性やＨＡＺ靭性では、例えば、−６０℃レベルでの要求も出てきており、特許文献１や特許文献２に開示の鋼板では、こうした要求に十分応え得るものではない。
【０００６】
【特許文献１】
特開２００１−８９８２５号公報
【特許文献２】
特開２００２−２３５１１４号公報
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、低温（例えば−６０℃）での靭性（母材靭性および大入熱ＨＡＺ靭性）に優れた４９０ＭＰａ以上の強度を有する鋼板を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成し得た本発明の高靭性鋼板は、Ｃ：０．０１０〜０．０７０％（質量％の意味、以下同じ），Ｓｉ：０．８％以下，Ｍｎ：１．０〜１．９％，Ｎｂ：０．０３２％以下（０％を含む），Ｔｉ：０．００５〜０．１０％，Ｂ：０．０００６〜０．００５０％，Ｎ：０．００２０〜０．０１０％，を満たす鋼からなり、ＫＰ＜２．４を満足すると共に、鋼組織の５０体積％以上がベイナイトであり、且つ平均結晶粒径が８μｍ以下であるところに要旨を有するものであり、低温での靭性（母材靭性および大入熱ＨＡＺ靭性）に優れている。
【０００９】
ここで、上記ＫＰは、下式（１）で表される。
ＫＰ＝［Ｍｎ］＋１．５×［Ｃｒ］＋２×［Ｍｏ］ （１）
《式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。》。
【００１０】
本発明の高靭性鋼板では、さらに、Ｎｉ：２．０％以下、またはＣｕ：２．０％以下；さらに、Ｃｒ：１．０％以下、またはＭｏ：０．３０％以下、またはＶ：０．１０％以下；さらに、Ａｌ：０．２０％以下；Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下；さらに、Ｃａ：０．００５０％以下；さらに、Ｍｇ：０．００５％以下、またはＲＥＭ（希土類元素）：０．０２％以下、またはＺｒ：０．０５０％以下を含有したり、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下に抑えられている場合も有効であり、これらの成分の種類に応じて高靭性鋼板の特性が更に改善される。このような本発明の高靭性鋼板は、肉厚が５０ｍｍ以上のものでも良好な特性を有するものである。
【００１１】
なお、本発明に係る上記高靭性鋼板の化学組成は、典型的には上記元素の他は残部Ｆｅおよび不可避不純物からなるが、その他の化学成分についても、本発明の効果を阻害しない範囲内で含有されていてもよい。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明者等は、特に低温（例えば−６０℃）の母材靭性および大入熱ＨＡＺ靭性に優れる４９０ＭＰａ級以上の鋼板（厚鋼板）を開発すべく鋭意検討を重ねた結果、以下の如く本発明を完成するに至った。
【００１３】
大入熱ＨＡＺ靭性の確保に当たっては、Ｃを低Ｃに制限した上で、ＨＡＺの組織の微細化に寄与し得るＴｉや、フェライトの核生成サイトを形成し得るＢを適量添加することとし、さらに、ＨＡＺ靭性を比較的劣化させない炭化物非生成元素（Ｍｎや、好ましくはＣｕ，Ｎｉ，Ｃｒなど）の添加、あるいは微量のＮｂの添加によって母材強度を４９０ＭＰａ以上とした。ところが、上記（１）式で表されるＫＰが特定値を超えると、低温ＨＡＺ靭性が劣化することが判明した。そこで、さらにこのＫＰを制御することで低温ＨＡＺ靭性の確保も達成した。また、低温での母材靭性については、固溶Ｂ量の制御および圧延条件の最適化によって結晶粒の微細化を達成し、これにより、優れた低温母材靭性を確保できた。
【００１４】
固溶Ｂは焼入れ性を高ることから、強度確保には有効であるが、同時に、低Ｃでは結晶粒を粗大化させる作用を有することが判明した。他方、上記の通り、ＢはＨＡＺの高靭化に大きく寄与する元素でもあるため、Ｂの添加量を制限することは好ましくない。そこで、圧延条件を最適化することで、固溶Ｂ量の制御と共に、加工オーステナイトの制御を行い、焼入れ性（すなわち母材強度）、結晶粒の微細化（すなわち母材靭性、特に低温での母材靭性）、および低温ＨＡＺ靭性の全てを高いレベルで確保することに成功した。以下、本発明の鋼板の基本成分および組織について説明する。
【００１５】
Ｃ：０．０１０〜０．０７０％
Ｃは、溶接時におけるＨＡＺ部の耐溶接割れ性と母材強度を両立させ、且つ大入熱ＨＡＺ靭性を改善するために重要な元素である。Ｃが０．０７０％を超えると高冷却速度側で低温変態ベイナイトでなくマルテンサイトが生成するようになり、耐溶接割れ性が改善されない。また、低冷却速度側（大入熱ＨＡＺ）ではマルテンサイトとオーステナイトの複合組織（以下、「ＭＡ」という）が多量に生成するようになり、大入熱ＨＡＺ靭性が改善されない。好ましくは０．０６０％以下、さらに好ましくは０．０５５％以下である。なお、０．０１０％未満では必要最小限の母材強度が得られない。好ましくは０．０２０％以上、さらに好ましくは０．０３０％以上である。
【００１６】
Ｓｉ：０．８％以下
Ｓｉは脱酸剤として有用な元素であるが、０．８％を超えて添加すると溶接性および母材靭性が低下するので、上限を０．８％と規定した。好ましくは０．６％以下、さらに好ましくは０．３％以下である。
【００１７】
Ｍｎ：１．０〜１．９％
Ｍｎは焼入れ改善作用を有すると共に、結晶粒を微細化して母材靭性を改善する効果を有する。ただし、１．９％を超えるとＨＡＺ部の耐溶接割れ性が低下する。好ましくは１．８％以下、さらに好ましくは１．６０％以下である。他方、Ｍｎが１．０％未満では十分な母材強度が得られない。好ましくは１．２０％以上、さらに好ましくは１．３％以上である。
【００１８】
Ｎｂ：０．０３２％以下（０％を含む）
ＮｂはＢとの複合効果により焼入れ性を大幅に改善する作用を有するが、０．０３２％を超えると、結晶粒が粗大化し、母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下する。好ましくは０．０２５％以下、さらに好ましくは０．０１８％以下である。他方、Ｎｂの添加効果を有効に発揮させるためには、０．００５％以上とすることが好ましく、０．００８％以上とすることがより好ましい。
【００１９】
Ｔｉ：０．００５〜０．１０％
ＴｉはＮと窒化物を形成してＨＡＺ部のγ粒を微細化すると共に、ＢＮの生成サイトとなり、粒内フェライトの生成を促進し、ＨＡＺ靭性を大幅に改善する効果を有するが、０．００５％未満では、こうした効果が十分に確保できない。好ましくは０．００７％以上、より好ましくは０．００９％以上である。他方、Ｔｉが０．１０％を超えると、ＨＡＺ靭性、母材靭性共に劣化する。好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０２０％以下である。
【００２０】
Ｂ：０．０００６〜０．００５０％
Ｂは固溶することにより焼入れ性を改善する作用を有するが、固溶量が多過ぎる場合には却って靭性を損なう。また、ＨＡＺにおいては、ＢＮとなりフェライトの核生成サイトとして働き、ＨＡＺ靭性を向上させる効果を有する。Ｂ量が０．０００６％未満では、Ｂの添加効果が十分に確保できない。好ましくは０．００１０％以上、さらに好ましくは０．００１２％以上である。他方、Ｂ量が０．００５０％を超えると、却って焼入れ性が低下すると共に、母材靭性、ＨＡＺ靭性が劣化する。好ましくは０．００３０％以下、さらに好ましくは０．００２５％以下である。
【００２１】
Ｎ：０．００２０〜０．０１０％
Ｎは、Ｔｉと窒化物を形成してＨＡＺ部のγ粒径を微細化すると共に、Ｂと窒化物を形成してＨＡＺ部のフェライトの生成を促進し、ＨＡＺ靭性を改善する効果を有するが、Ｎ量が０．０１０％を超えると、母材靭性、ＨＡＺ靭性共に劣化する。好ましくは０．００６０％以下である。他方、Ｎ量が０．００２０％未満では、Ｔｉとの窒化物形成によるＨＡＺ靭性改善効果が不十分となる。好ましくは０．００３０％以上である。
【００２２】
ＫＰ＜２．４
ＫＰは、低炭素ベイナイトでのＭＡのでき易さを示す指標であり、ＫＰが２．４以上になると、ＭＡの生成量が多くなり過ぎてＨＡＺ靭性（特に低温ＨＡＺ靭性）が劣化する。ＫＰは、ＨＡＺ靭性改善の観点からは、その値が小さいほど望ましく、例えば２．０以下、より好ましくは１．７以下であることが推奨される。
【００２３】
ベイナイト分率：５０体積％以上
ベイナイトは母材強度を高める上で有効な組織であり、鋼組織のベイナイト分率が高いほど、母材強度は向上する。すなわち、ベイナイト分率が５０体積％未満では、十分な母材強度が確保できない。好ましくは７５体積％以上、より好ましくは９０体積％以上である。なお、本発明でいうベイナイトには、焼戻しされたベイナイト組織も含まれる。
【００２４】
平均結晶粒径：８μｍ以下
上述した通り、鋼板中の平均結晶粒径が小さいほど、母材靭性が良好なものとなる。すなわち、平均結晶粒径が８μｍを超えると、母材靭性が不十分となる。好ましくは６．５μｍ以下、さらに好ましくは５μｍ以下である。
【００２５】
なお、本発明でいう「平均結晶粒径」は、鋼板の圧延方向に平行な断面において、ＦＥ−ＳＥＭ−ＥＢＳＰ（電解放出型走査電子顕微鏡を用いた電子後方散乱回折像法）によって測定される値である。具体的には、ＥＢＳＰ解析装置（ＴｅｘＳＥＭ Ｌａｂｏｒａｔｒｉｅｓ社製のＥＢＳＰ解析装置など）をＦＥ−ＳＥＭと組み合わせて用い、傾角（結晶方位差）が１０度以上の境界を結晶粒界として、結晶粒径を決定する。測定条件としては、測定領域は１００μｍ、測定ステップは０．４μｍ間隔とし、測定方位の信頼性を示すコンフィテンス・インデックス（Ｃｏｎｆｉｄｅｎｃｅ Ｉｎｄｅｘ）が０．１以下の測定点は解析対象から削除する。このようにして求められる結晶粒径の平均値を算出、本発明の平均結晶粒径とする。なお、結晶粒径が１．２μｍ以下のものについては、測定ノイズと判断し、結晶粒径の平均値計算の対象から除外することとする。
【００２６】
さらに本発明では、種々の特性の向上を目指して、下記の元素を積極的に添加すること、あるいはその含有量を抑制することが推奨される。
【００２７】
Ｎｉ：２．０％以下
Ｎｉは母材靭性向上に有用な元素であるが、２．０％を超えて含有させるとＨＡＺ靭性が却って劣化する傾向にあるため、その上限を２．０％とすることが好ましい。より好ましくは１．５％以下、さらに好ましくは０．９％以下である。
【００２８】
Ｃｕ：２．０％以下
Ｃｕは固溶強化および析出強化により母材強度を向上させると共に、焼入れ性向上作用を有する。ただし、２．０％を超えると大入熱ＨＡＺ靭性が低下する傾向にあるため、上限を２．０％とすることが好ましい。より好ましくは１．２％以下、さらに好ましくは０．９％以下である。
【００２９】
Ｃｒ：１．０％以下
Ｃｒは焼入れ性改善により母材強度を向上させる作用を有するが、１．０％を超えるとＭＡの生成量が増えてＨＡＺ靭性が劣化する傾向にあるため、その上限を１．０％とすることが好ましい。より好ましくは０．５％以下、さらに好ましくは０．３％以下である。
【００３０】
Ｍｏ：０．３０％以下
Ｍｏは焼入れ性を改善して母材強度を向上させる作用を有するが、他方、ＨＡＺ靭性を大幅に劣化させる作用も有するため、その上限を０．３０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．１５％以下、さらに好ましくは０．１０％以下である。
【００３１】
Ｖ：０．１０％以下
Ｖは少量の添加により、焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を高める作用を有するが、０．１０％を超えると母材靭性やＨＡＺ靭性が低下する傾向にあるため、その上限を０．１０％とすることが好ましい。より好ましくは０．０６％以下、さらに好ましくは０．０２％以下である。
【００３２】
Ａｌ：０．２０％以下
Ａｌは有効な脱酸元素であるが、０．２％を超えて含有させると母材靭性やＨＡＺ靭性が低下する傾向にあるため、その上限を０．２０％とすることが好ましい。より好ましくは０．１％以下、さらに好ましくは０．０５％以下である。
【００３３】
Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下
ＰおよびＳは不純物であり、夫々０．０２０％以下、０．０１０％以下に抑えることが好ましい。より好ましくはＰ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００５％以下である。
【００３４】
Ｃａ：０．００５０％以下
ＣａはＭｎＳを球状化し、介在物の異方性を低減する効果を有する。この効果を十分に発揮させるためには、Ｃａを０．０００５％以上添加することが好ましい。より好ましくは０．００１％以上である。他方、Ｃａ量が０．００５０％を超えると母材靭性が低下する傾向にあるため、その上限を０．００５０％とすることが好ましい。より好ましくは０．００３％以下である。
【００３５】
Ｍｇ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｚｒ：０．０５％以下
これらの元素はＨＡＺ靭性を向上させる作用を有するが、過剰に含有させると却ってＨＡＺ靭性が劣化する傾向にあるため、Ｍｇ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｚｒ：０．０５％以下とすることが好ましい。より好ましくは、Ｍｇ：０．００３％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．０３％以下である。なお、本発明の鋼板で含有されることのあるＲＥＭは、周期律表３属に属するスカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）およびランタノイド系列希土類元素（原子番号５７〜７１）の元素のいずれをも用いることができる。
【００３６】
上記の化学組成および組織を有する本発明の鋼板は、上記の通り、所謂４９０ＭＰａ級以上の鋼板であり、具体的な母材強度は、後述の実施例で測定される引張強さで４９０ＭＰａ以上であることが好ましい。また、引張強さがあまり大き過ぎると、伸びが低下傾向にあるため、引張強さの上限は６９０ＭＰａであることが推奨される。
【００３７】
本発明の鋼板を製造するに当たっては、上記の化学組成を有する鋼を用い、上述の組織（ベイナイト分率および平均結晶粒径）を満足するさせるための製造条件を考慮する他は、通常用いられる鋼板（厚鋼板）の製造工程および条件（温度、時間など）を適宜採用すればよい。以下に、上述のベイナイト分率および平均結晶粒径を確保するために好適な製造方法を説明する。
【００３８】
まず、熱間圧延工程（本圧延工程）前に均質化圧延工程を設ける。この均質化圧延工程は、熱間圧延工程において固溶Ｂ量を制御するための前処理工程として設けるものである。この工程では、ＴｉあるいはＮｂに固定されているＮを、できるだけ分解させて、熱間圧延工程においてＢＮを形成させ易くすることで固溶Ｂ量の制御を可能とする。すなわち、熱間圧延工程では、後述するように、鋼板の靭性確保の観点から加熱温度の上限をある程度抑えることが好ましいが、このような温度では、ＴｉやＮｂに固定されているＮを分解させることが困難であるため、熱間圧延工程に先立って設ける均質化圧延工程で、Ｎが分解可能な温度まで鋼板を加熱し、該Ｎを、次の熱間圧延工程の加熱温度域でＢＮを形成し易くなる形態とするのである。このような観点から、均質化圧延工程での加熱温度は１１５０℃以上とすることが好ましい。また、加熱温度の上限は１３５０℃とすることが推奨される。
【００３９】
次に熱間圧延工程であるが、加熱温度を１０５０〜１１５０℃とすることが好ましい。加熱温度が低すぎると、Ｂ，Ｎｂ，Ｔｉが固溶せず、焼入れ性が低下する場合がある。他方、加熱温度が高すぎると、加熱時のγ粒径が粗大化して、靭性を劣化させる場合がある。
【００４０】
熱間圧延時の圧下率は、１０００℃から９００℃まででの累積圧下率（該温度域での圧下前厚みに対する比率、以下同じ）を４０％以上とし、さらに９００℃から７００℃まででの累積圧下率を６０％以上とすることが望ましい。１０００℃から９００℃まででの累積圧下率を４０％以上とすることで、加熱γ粒を再結晶化することができ、γ粒の微細化および異常粒成長抑制が可能となる。また、９００℃から７００℃まででの累積圧下率を６０％以上とすることで、再結晶しないγ粒の扁平度が増加すると共に、γ粒界が湾曲して、ベイナイトの核生成サイトが増加する。その結果、結晶粒が微細化し、良好な母材靭性が確保できるようになる。
【００４１】
熱間圧延の圧延終了温度は、８５０〜７００℃とすることが望ましい。８５０℃以上では圧延で導入されたベイナイトの核生成サイト（γ粒界の湾曲など）が減少し、靭性の劣化を引き起こす傾向にある。また、７００℃以下ではフェライトが生成するため、母材強度が確保できなくなる場合がある。
【００４２】
熱間圧延後の冷却では、冷却速度を３℃／秒以上とすることが好ましく、また、冷却停止温度は５００℃以下が好ましい。冷却速度が３℃／秒未満であったり、冷却停止温度が５００℃を超える場合には、フェライトが多量に生成して母材強度が劣化傾向にあると共に、ベイナイトの核生成駆動力が低いために結晶粒が粗大化し、靭性も劣化する傾向にある。
【００４３】
本発明の鋼板では、焼戻し処理は行わなくてもよいが、焼戻し処理を実施する場合には、焼戻し温度を４００〜６００℃とすることが望ましい。焼戻し温度が４００℃未満では、ＭＡが分解せず、強度低下のみで靭性が向上しないため、焼戻し処理の効果が確保できない。他方、６００℃を超えると、結晶粒が成長して粗大化し、母材靭性が劣化する。
【００４４】
【実施例】
以下、実施例に基づいて本発明を詳細に述べる。ただし、下記実施例は本発明を制限するものではなく、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施をすることは、全て本発明の技術的範囲に包含される。
【００４５】
表１に示す化学組成の鋼を通常の溶製法により溶製し、スラブとした後、表２および３に示す条件で均質化圧延、熱間圧延、および焼戻し処理を行い、所定の板厚からなる評価用鋼板を製造した。
【００４６】
このようにして得られた評価用鋼板について、下記の各測定を行った。結果を表４および５に示す。
【００４７】
［母材特性］
引張試験：各鋼板の板厚１／４部位からＪＩＳ４号試験片を採取し、引張試験を行うことにより引張強さ（ＴＳ）、０．２％伸長時の耐力（０．２％耐力）、引張伸び（ＥＬ）を測定した。このうち、引張強さについては、４９０ＭＰａ≦ＴＳ＜６９０ＭＰａを合格とした。
【００４８】
衝撃試験：各鋼板の板厚１／４部位からＪＩＳ４号試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を行うことにより延性破面率を求め、破面遷移温度を算出した。破面遷移温度（ｖＴｒｓ）は−８０℃以下を合格とした。
【００４９】
なお、母材特定に合格したものについては、下記の溶接性試験を実施した。
【００５０】
［溶接性］
ＨＡＺ靭性：各鋼板を１４００℃に加熱して５秒保持した後、８００℃から５００℃まで５００秒で冷却する熱サイクル処理（７０ｋＪ／ｍｍの入熱でサブマージアーク溶接したときのＨＡＺの熱履歴に相当）を施した後、板厚１／４部位からＪＩＳ４号試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を行うことにより吸収エネルギー（ｖＥ_−６０）を測定した。ｖＥ_−６０≧７０Ｊを合格とした。
【００５１】
耐溶接割れ性：ＪＩＳ Ｚ ３１５８に記載のｙ形溶接割れ試験法に基づいて、入熱１．７ｋＪ／ｍｍで被覆アーク溶接を行い、ルート割れ防止予熱温度を測定した。２５℃以下を合格とした。
【００５２】
［ベイナイト組織評価］
各鋼板の板厚１／４位置で、圧延方向に平行な断面において、２％ナイタール液（２％硝酸−エタノール液）を用いてエッチングを行い、光学顕微鏡を用いて２００μｍ×１５０μｍの範囲を４００倍で１０箇所写真撮影し、この写真を画像解析装置によって画像解析し、ベイナイト分率を測定した。
【００５３】
［平均結晶粒径測定］
ベイナイト組織評価を実施した箇所と同じ箇所において、ＥＢＳＰ解析装置（ＴｅｘＳＥＭ Ｌａｂｏｒａｔｒｉｅｓ社製）およびＰｈｉｌｉｐｓ社製ＦＥ−ＳＥＭ（電解放出型走査電子顕微鏡）「ＸＬ３０Ｓ−ＦＥＧ」を用いて測定した。傾角が１０度以上の境界を結晶粒界として、結晶粒径を決定した。測定領域は１００μｍ、測定ステップは０．４μｍ間隔とし、測定方位の信頼性を示すコンフィテンス・インデックス（Ｃｏｎｆｉｄｅｎｃｅ Ｉｎｄｅｘ）が０．１以下の測定点は解析対象から削除した。また、結晶粒径が１．２μｍ以下のものについては、測定ノイズと判断し、結晶粒径の平均値計算の対象から除外した。
【００５４】
【表１】

【００５５】
【表２】

【００５６】
【表３】

【００５７】
【表４】

【００５８】
【表５】

【００５９】
表４および５から、次のように考察できる。評価用鋼板Ｎｏ．３，４，６、１２〜２２は、いずれも化学成分および組織が良好であり、低温母材靭性、低温ＨＡＺ靭性を始めとする各種母材特性および溶接性が良好であった。これに対し、評価用鋼板Ｎｏ．１，２，５，７〜１１，２３〜３９は、化学成分または組織が不適であり、以下の不具合を有している。
【００６０】
Ｎｏ．１の鋼板は熱間圧延前に均質化圧延処理を施していない例、Ｎｏ．２の鋼板は均質化圧延処理時の加熱温度が低い例である。Ｎｏ．５の鋼板は焼戻し温度が高い例である。Ｎｏ．７の鋼板は１０００から９００℃まででの累積圧下率が低い例、Ｎｏ．８の鋼板は９００から７００℃まででの累積圧下率が低い例である。Ｎｏ．９の鋼板は熱間圧延後の冷却速度が遅い例、Ｎｏ．１０の鋼板は熱間圧延後の冷却停止温度が高い例である。Ｎｏ．１１の鋼板は熱間圧延時の加熱温度が高い例である。これらの鋼板では、平均結晶粒径が大きく、低温母材靭性が劣っており、さらにＮｏ．９および１０の鋼板では、母材強度も劣っている。
【００６１】
Ｎｏ．２３の鋼板はＣ量が少ない例であり、ベイナイト分率が低く、平均結晶粒径が大きい。その結果、母材強度および低温母材靭性が劣っている。Ｎｏ．２４の鋼板はＣ量が多い例であり、低温ＨＡＺ靭性が劣っている。
【００６２】
Ｎｏ．２５の鋼板はＳｉ量が多い例であり、低温母材靭性および低温ＨＡＺ靭性が劣っている。
【００６３】
Ｎｏ．２６の鋼板はＭｎ量が少ない例であり、ベイナイト分率が低く、平均結晶粒径が大きい。その結果、母材強度および低温母材靭性が劣っている。
【００６４】
Ｎｏ．２７の鋼板はＭｎ量が多い例、Ｎｏ．２８および２９の鋼板はＫＰが高い例、Ｎｏ．３０の鋼板はＣｒ量が好ましい範囲を超えており且つＫＰが大きい例、Ｎｏ．３１の鋼板はＭｏ量が多い例である。これらの鋼板では、低温ＨＡＺ靭性が劣っている。
【００６５】
Ｎｏ．３２の鋼板はＮｂ量が多い例、Ｎｏ．３３の鋼板はＶ量が好ましい範囲を超える例である。これらの鋼板では、平均結晶粒径が大きく、低温母材靭性および低温ＨＡＺ靭性が劣っている。
【００６６】
Ｎｏ．３４の鋼板はＮｉおよびＣｕが多い例であり、低温ＨＡＺ靭性が劣っている。
【００６７】
Ｎｏ．３５の鋼板はＢ量が少なく、ベイナイト分率が低い例であり、母材強度が劣っている。Ｎｏ．３６の鋼板はＢ量が多く、平均結晶粒径が大きい例であり、低温母材靭性および低温ＨＡＺ靭性が劣っている。
【００６８】
Ｎｏ．３７の鋼板はＮ量が多い例、Ｎｏ．３９の鋼板はＴｉ量が多い例であり、これらの鋼板では平均結晶粒径が大きく、低温母材靭性および低温ＨＡＺ靭性が劣っている。Ｎｏ．３８の鋼板はＴｉ量が少ない例であり、低温ＨＡＺ靭性が劣っている。
【００６９】
【発明の効果】
本発明は以上のように構成されており、特定の化学組成（特にＫＰ）に加えて、鋼組織のベイナイト分率および平均結晶粒径を特定の範囲とすることで、低温母材靭性および低温ＨＡＺ靭性（大入熱ＨＡＺ靭性）に優れた４９０ＭＰａ級以上の鋼板を提供することができた。本発明の鋼板は、例えば、船舶や海洋構造物など、特に低温環境下に曝される構造物（溶接構造物）用途に好適である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention is a steel plate having a tensile strength of 490 MPa or higher (hereinafter referred to as a steel plate of 490 MPa class or higher) excellent in base metal toughness at low temperature and excellent in weldability (high heat input HAZ toughness, weld crack resistance). It is about. The steel sheet of the present invention is mainly applied to welded structures such as ships and offshore structures.
[0002]
[Prior art]
Steel plates (thick steel plates) applied to ships, offshore structures, and the like are required to have excellent base material toughness at low temperatures in addition to high base material strength as well as their application environment. In steel sheets applied in such fields, weldability (high heat input HAZ toughness and weld crack resistance) is also required as an important characteristic.
[0003]
In such a steel sheet, various techniques for increasing the HAZ (welding heat affected zone) toughness (particularly high heat input HAZ toughness) while taking into account the securing of the base material toughness have been proposed. A technique is disclosed in which austenite grains are refined by utilizing pinning of oxide inclusions to ensure HAZ toughness.
[0004]
Further, Patent Document 2 suppresses the formation of intergranular ferrite by solute B, secures the base metal toughness with the steel structure as the main acicular ferrite, and utilizes the ferrite nucleation ability of CaS and MnS, A technique for improving the HAZ toughness is disclosed.
[0005]
Although these techniques ensure the base material toughness and the HAZ toughness at the −20 ° C. level and the −40 ° C. level, recently, in the base material toughness and the HAZ toughness of the steel sheet applied in the above field, for example, There is also a demand at a −60 ° C. level, and the steel sheets disclosed in Patent Document 1 and Patent Document 2 cannot sufficiently meet such a demand.
[0006]
[Patent Document 1]
JP 2001-89825 A [Patent Document 2]
Japanese Patent Laid-Open No. 2002-235114
[Problems to be solved by the invention]
The present invention has been made in view of the above circumstances, and the object thereof is a steel plate having a strength of 490 MPa or more excellent in toughness (base metal toughness and large heat input HAZ toughness) at a low temperature (for example, −60 ° C.). Is to provide.
[0008]
[Means for Solving the Problems]
The high toughness steel sheet of the present invention that can achieve the above object is C: 0.010 to 0.070% (meaning of mass%, the same shall apply hereinafter), Si: 0.8% or less, Mn: 1.0 to 1 0.9%, Nb: 0.032% or less (including 0%), Ti: 0.005-0.10%, B: 0.0006-0.0050%, N: 0.0020-0.010% , Satisfying KP <2.4, having a gist where 50% by volume or more of the steel structure is bainite and having an average crystal grain size of 8 μm or less, at a low temperature. Excellent toughness (base metal toughness and high heat input HAZ toughness).
[0009]
Here, the KP is expressed by the following formula (1).
KP = [Mn] + 1.5 × [Cr] + 2 × [Mo] (1)
<< In formula, [] means content (mass%) of each element. >>
[0010]
In the high toughness steel sheet of the present invention, Ni: 2.0% or less, or Cu: 2.0% or less; further, Cr: 1.0% or less, or Mo: 0.30% or less, or V: 0. Al: 0.20% or less; P: 0.020% or less; S: 0.010% or less; Ca: 0.0050% or less; Mg: 0.005% or less Or REM (rare earth element): 0.02% or less, or Zr: 0.050% or less, or P: 0.020% or less, S: 0.010% or less is also effective The properties of the high toughness steel sheet are further improved according to the types of these components. Such a high toughness steel sheet of the present invention has good characteristics even when the wall thickness is 50 mm or more.
[0011]
The chemical composition of the high toughness steel sheet according to the present invention typically consists of the balance of the above elements and the remaining Fe and unavoidable impurities, but other chemical components also do not impair the effects of the present invention. It may be contained.
[0012]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The inventors of the present invention have made extensive studies to develop a steel plate (thick steel plate) of 490 MPa class or more that is particularly excellent in low-temperature (for example, −60 ° C.) base metal toughness and high heat input HAZ toughness. The invention has been completed.
[0013]
In securing high heat input HAZ toughness, C should be limited to low C, and Ti, which can contribute to refinement of the HAZ structure, and B, which can form nucleation sites of ferrite, should be added in an appropriate amount. Furthermore, the base material strength was set to 490 MPa or more by adding a non-carbide-generating element (Mn, preferably Cu, Ni, Cr, etc.) that does not relatively deteriorate the HAZ toughness, or by adding a small amount of Nb. However, it has been found that when the KP represented by the above formula (1) exceeds a specific value, the low-temperature HAZ toughness deteriorates. Therefore, the low temperature HAZ toughness was also secured by further controlling this KP. As for the base material toughness at low temperature, the refinement of crystal grains was achieved by controlling the solid solution B amount and optimizing the rolling conditions, thereby ensuring excellent low temperature base material toughness.
[0014]
Since solute B has high hardenability, it is effective in securing strength, but at the same time, it has been found that low C has an action of coarsening crystal grains. On the other hand, as described above, since B is an element that greatly contributes to the toughening of HAZ, it is not preferable to limit the addition amount of B. Therefore, by optimizing the rolling conditions, the control of the processing austenite is performed together with the control of the amount of dissolved B, the hardenability (that is, the base material strength), the refinement of the crystal grains (that is, the base material toughness, particularly at low temperatures). It has succeeded in securing all of the base material toughness) and the low temperature HAZ toughness at a high level. Hereinafter, the basic components and structure of the steel sheet of the present invention will be described.
[0015]
C: 0.010-0.070%
C is an important element for achieving both the weld crack resistance of the HAZ part during welding and the strength of the base material and improving the high heat input HAZ toughness. When C exceeds 0.070%, martensite is generated instead of low-temperature transformation bainite on the high cooling rate side, and the weld crack resistance is not improved. Further, on the low cooling rate side (high heat input HAZ), a large amount of martensite and austenite composite structure (hereinafter referred to as “MA”) is generated, and the high heat input HAZ toughness is not improved. Preferably it is 0.060% or less, More preferably, it is 0.055% or less. In addition, if it is less than 0.010%, the necessary minimum base material strength cannot be obtained. Preferably it is 0.020% or more, More preferably, it is 0.030% or more.
[0016]
Si: 0.8% or less Si is an element useful as a deoxidizer, but if added over 0.8%, the weldability and the base metal toughness deteriorate, so the upper limit was defined as 0.8%. Preferably it is 0.6% or less, More preferably, it is 0.3% or less.
[0017]
Mn: 1.0 to 1.9%
Mn has an effect of improving quenching and also has an effect of improving the toughness of the base metal by refining crystal grains. However, if it exceeds 1.9%, the weld crack resistance of the HAZ part is lowered. Preferably it is 1.8% or less, More preferably, it is 1.60% or less. On the other hand, if the Mn is less than 1.0%, sufficient base material strength cannot be obtained. Preferably it is 1.20% or more, more preferably 1.3% or more.
[0018]
Nb: 0.032% or less (including 0%)
Nb has the effect of significantly improving the hardenability due to the combined effect with B. However, if it exceeds 0.032%, the crystal grains become coarse, and the base metal toughness and the HAZ toughness are lowered. Preferably it is 0.025% or less, More preferably, it is 0.018% or less. On the other hand, in order to effectively exhibit the effect of adding Nb, the content is preferably 0.005% or more, and more preferably 0.008% or more.
[0019]
Ti: 0.005-0.10%
Ti forms nitrides with N to refine γ grains in the HAZ part, and becomes a BN generation site, promotes the formation of intragranular ferrite, and has the effect of greatly improving the HAZ toughness. If it is less than 005%, such an effect cannot be secured sufficiently. Preferably it is 0.007% or more, More preferably, it is 0.009% or more. On the other hand, when Ti exceeds 0.10%, both HAZ toughness and base metal toughness deteriorate. Preferably it is 0.025% or less, More preferably, it is 0.020% or less.
[0020]
B: 0.0006 to 0.0050%
B has the effect of improving the hardenability by being dissolved, but when the amount of the solid solution is too large, the toughness is impaired. Moreover, in HAZ, it becomes BN and works as a nucleation site of ferrite and has an effect of improving HAZ toughness. If the amount of B is less than 0.0006%, the effect of adding B cannot be secured sufficiently. Preferably it is 0.0010% or more, More preferably, it is 0.0012% or more. On the other hand, when the amount of B exceeds 0.0050%, the hardenability is lowered and the base material toughness and the HAZ toughness are deteriorated. Preferably it is 0.0030% or less, More preferably, it is 0.0025% or less.
[0021]
N: 0.0020 to 0.010%
N forms Ti and nitride to refine the γ grain size of the HAZ part, and N forms B and nitride to promote the formation of ferrite in the HAZ part and has the effect of improving the HAZ toughness. If the N content exceeds 0.010%, both the base metal toughness and the HAZ toughness deteriorate. Preferably it is 0.0060% or less. On the other hand, if the N content is less than 0.0020%, the effect of improving the HAZ toughness due to the formation of nitride with Ti becomes insufficient. Preferably it is 0.0030% or more.
[0022]
KP <2.4
KP is an index indicating the ease with which MA can be produced with low carbon bainite. When KP is 2.4 or more, the amount of MA produced is excessive and HAZ toughness (especially low-temperature HAZ toughness) deteriorates. From the viewpoint of improving the HAZ toughness, the smaller the value of KP, the more desirable it is, for example, 2.0 or less, more preferably 1.7 or less.
[0023]
Bainite fraction: 50% by volume or more Bainite is a structure that is effective in increasing the strength of the base metal. The higher the bainite fraction of the steel structure, the higher the base metal strength. That is, when the bainite fraction is less than 50% by volume, sufficient base material strength cannot be ensured. Preferably it is 75 volume% or more, More preferably, it is 90 volume% or more. In the present invention, the bainite includes a tempered bainite structure.
[0024]
Average crystal grain size: 8 μm or less As described above, the smaller the average crystal grain size in the steel sheet, the better the base metal toughness. That is, if the average crystal grain size exceeds 8 μm, the base material toughness becomes insufficient. Preferably it is 6.5 micrometers or less, More preferably, it is 5 micrometers or less.
[0025]
The “average crystal grain size” in the present invention is measured by FE-SEM-EBSP (electron backscatter diffraction image method using a field emission scanning electron microscope) in a cross section parallel to the rolling direction of the steel sheet. Value. Specifically, an EBSP analyzer (such as an EBSP analyzer manufactured by TexSEM Laboratories) is used in combination with an FE-SEM, and the crystal grain size is determined with a boundary having an inclination (crystal orientation difference) of 10 degrees or more as a grain boundary. decide. As measurement conditions, the measurement area is 100 μm, the measurement steps are 0.4 μm intervals, and measurement points with a confidence index (Confidence Index) indicating the reliability of the measurement direction are 0.1 or less are deleted from the analysis target. The average value of the crystal grain sizes thus obtained is calculated and used as the average crystal grain size of the present invention. A crystal grain size of 1.2 μm or less is determined as measurement noise and excluded from the target of calculating the average value of crystal grain sizes.
[0026]
Furthermore, in the present invention, it is recommended to actively add the following elements or suppress the content thereof in order to improve various properties.
[0027]
Ni: 2.0% or less Ni is an element useful for improving the toughness of the base metal. However, if the content exceeds 2.0%, the HAZ toughness tends to deteriorate instead, so the upper limit is 2.0%. It is preferable to do. More preferably, it is 1.5% or less, More preferably, it is 0.9% or less.
[0028]
Cu: 2.0% or less Cu has an effect of improving the hardenability as well as improving the strength of the base metal by solid solution strengthening and precipitation strengthening. However, if it exceeds 2.0%, the high heat input HAZ toughness tends to decrease, so the upper limit is preferably made 2.0%. More preferably, it is 1.2% or less, More preferably, it is 0.9% or less.
[0029]
Cr: 1.0% or less Cr has the effect of improving the base metal strength by improving the hardenability, but if it exceeds 1.0%, the amount of MA generated tends to increase and the HAZ toughness tends to deteriorate, so its upper limit Is preferably 1.0%. More preferably, it is 0.5% or less, More preferably, it is 0.3% or less.
[0030]
Mo: 0.30% or less Mo has the effect of improving the hardenability and improving the base metal strength, but also has the effect of greatly degrading the HAZ toughness, so the upper limit is made 0.30% or less. It is preferable. More preferably, it is 0.15% or less, More preferably, it is 0.10% or less.
[0031]
V: 0.10% or less V has the effect of increasing hardenability and temper softening resistance by addition of a small amount, but if it exceeds 0.10%, the base metal toughness and HAZ toughness tend to decrease, so the upper limit Is preferably 0.10%. More preferably, it is 0.06% or less, More preferably, it is 0.02% or less.
[0032]
Al: 0.20% or less Al is an effective deoxidizing element, but if it is contained in excess of 0.2%, the base material toughness and the HAZ toughness tend to decrease, so the upper limit is 0.20%. It is preferable to do. More preferably, it is 0.1% or less, More preferably, it is 0.05% or less.
[0033]
P: 0.020% or less, S: 0.010% or less P and S are impurities, and are preferably suppressed to 0.020% or less and 0.010% or less, respectively. More preferably, P is 0.010% or less, and S is 0.005% or less.
[0034]
Ca: 0.0050% or less Ca has the effect of spheroidizing MnS and reducing the anisotropy of inclusions. In order to fully exhibit this effect, it is preferable to add 0.0005% or more of Ca. More preferably, it is 0.001% or more. On the other hand, if the Ca content exceeds 0.0050%, the base material toughness tends to decrease, so the upper limit is preferably made 0.0050%. More preferably, it is 0.003% or less.
[0035]
Mg: 0.005% or less, REM: 0.02% or less, Zr: 0.05% or less These elements have an action of improving HAZ toughness, but if they are contained excessively, the HAZ toughness tends to deteriorate. Therefore, Mg: 0.005% or less, REM: 0.02% or less, and Zr: 0.05% or less are preferable. More preferably, Mg: 0.003% or less, REM: 0.01% or less, Zr: 0.03% or less. The REM that may be contained in the steel sheet of the present invention includes any of scandium (Sc), yttrium (Y), and lanthanoid series rare earth elements (atomic numbers 57 to 71) belonging to Group 3 of the periodic table. Can be used.
[0036]
As described above, the steel sheet of the present invention having the above chemical composition and structure is a so-called 490 MPa grade or more steel sheet, and the specific base material strength is 490 MPa or more in terms of tensile strength measured in Examples described later. Preferably there is. Also, if the tensile strength is too large, the elongation tends to decrease, so it is recommended that the upper limit of the tensile strength be 690 MPa.
[0037]
In manufacturing the steel sheet of the present invention, a steel having the above chemical composition is usually used except for considering the manufacturing conditions for satisfying the above-described structure (bainite fraction and average crystal grain size). What is necessary is just to employ | adopt suitably the manufacturing process and conditions (temperature, time, etc.) of a steel plate (thick steel plate). Below, the manufacturing method suitable in order to ensure the above-mentioned bainite fraction and average crystal grain diameter is demonstrated.
[0038]
First, a homogenization rolling process is provided before a hot rolling process (main rolling process). This homogenization rolling process is provided as a pretreatment process for controlling the amount of dissolved B in the hot rolling process. In this process, N fixed to Ti or Nb is decomposed as much as possible so that BN can be easily formed in the hot rolling process, so that the amount of dissolved B can be controlled. That is, in the hot rolling step, as described later, it is preferable to suppress the upper limit of the heating temperature to some extent from the viewpoint of securing the toughness of the steel sheet, but at such a temperature, N fixed to Ti or Nb is decomposed. Therefore, in the homogenization rolling process provided prior to the hot rolling process, the steel sheet is heated to a temperature at which N can be decomposed, and N is added to the heating temperature range of the next hot rolling process. The form is easy to form. From such a viewpoint, it is preferable that the heating temperature in the homogenization rolling step is 1150 ° C. or higher. The upper limit of the heating temperature is recommended to be 1350 ° C.
[0039]
Next, although it is a hot rolling process, it is preferable to make heating temperature into 1050-1150 degreeC. If the heating temperature is too low, B, Nb and Ti are not dissolved, and the hardenability may be lowered. On the other hand, if the heating temperature is too high, the γ particle size at the time of heating becomes coarse and the toughness may be deteriorated.
[0040]
The rolling reduction during hot rolling is a cumulative rolling reduction from 1000 ° C to 900 ° C (ratio to the thickness before rolling in the temperature range, the same applies hereinafter) of 40% or more, and further from 900 ° C to 700 ° C. The cumulative rolling reduction is desirably 60% or more. By setting the cumulative rolling reduction from 1000 ° C. to 900 ° C. to 40% or more, the heated γ grains can be recrystallized, and the γ grains can be refined and abnormal grain growth can be suppressed. In addition, by setting the cumulative reduction ratio from 900 ° C. to 700 ° C. to 60% or more, the flatness of γ grains that do not recrystallize increases, the γ grain boundary curves, and the nucleation sites of bainite increase. To do. As a result, the crystal grains become finer and good base material toughness can be secured.
[0041]
The rolling end temperature of the hot rolling is desirably 850 to 700 ° C. Above 850 ° C., the nucleation sites of bainite introduced by rolling (curvature of γ grain boundaries, etc.) tend to decrease, leading to deterioration of toughness. In addition, since ferrite is generated at 700 ° C. or lower, the strength of the base material may not be ensured.
[0042]
In the cooling after hot rolling, the cooling rate is preferably 3 ° C./second or more, and the cooling stop temperature is preferably 500 ° C. or less. When the cooling rate is less than 3 ° C./second or the cooling stop temperature exceeds 500 ° C., a large amount of ferrite is generated and the base material strength tends to deteriorate, and the nucleation driving force of bainite is low. In addition, the crystal grains become coarse and the toughness tends to deteriorate.
[0043]
In the steel sheet of the present invention, the tempering process may not be performed, but when the tempering process is performed, the tempering temperature is preferably set to 400 to 600 ° C. When the tempering temperature is less than 400 ° C., MA is not decomposed, and the toughness is not improved only by strength reduction, so that the effect of the tempering treatment cannot be ensured. On the other hand, when it exceeds 600 ° C., crystal grains grow and become coarse, and the base material toughness deteriorates.
[0044]
【Example】
Hereinafter, the present invention will be described in detail based on examples. However, the following examples are not intended to limit the present invention, and all modifications made without departing from the spirit of the preceding and following descriptions are included in the technical scope of the present invention.
[0045]
After the steel having the chemical composition shown in Table 1 is melted by a normal melting method to form a slab, homogenization rolling, hot rolling, and tempering treatment are performed under the conditions shown in Tables 2 and 3, and from a predetermined plate thickness A steel plate for evaluation was manufactured.
[0046]
The following measurements were performed on the steel sheet for evaluation thus obtained. The results are shown in Tables 4 and 5.
[0047]
[Base material properties]
Tensile test: JIS No. 4 test piece was collected from 1/4 thickness part of each steel plate, and tensile strength (TS), yield strength at 0.2% elongation (0.2% yield strength) by conducting a tensile test, Tensile elongation (EL) was measured. Among these, regarding the tensile strength, 490 MPa ≦ TS <690 MPa was accepted.
[0048]
Impact test: A JIS No. 4 test piece was collected from a 1/4 thickness portion of each steel plate, and subjected to a Charpy impact test to obtain a ductile fracture surface ratio, and a fracture surface transition temperature was calculated. The fracture surface transition temperature (vTrs) was -80 ° C. or lower.
[0049]
In addition, the following weldability test was implemented about what passed the preform | base_material specification.
[0050]
[Weldability]
HAZ toughness: Heat cycle of each steel sheet heated to 1400 ° C and held for 5 seconds, then cooled from 800 ° C to 500 ° C in 500 seconds (heat history of HAZ when submerged arc welding with 70 kJ / mm heat input) JIS No. 4 test piece was collected from the 1/4 thickness part and the Charpy impact test was performed to measure the absorbed energy (vE- ₆₀ ). vE- ₆₀ ≧ 70 J was accepted.
[0051]
Resistance to weld cracking: Covered arc welding was performed at a heat input of 1.7 kJ / mm based on the y-type weld crack test method described in JIS Z 3158, and the root crack prevention preheating temperature was measured. 25 degrees C or less was set as the pass.
[0052]
[Bainite structure evaluation]
Etching is performed with a 2% nital solution (2% nitric acid-ethanol solution) in a cross section parallel to the rolling direction at a position of 1/4 of the thickness of each steel plate, and the range of 200 μm × 150 μm is set to 400 using an optical microscope. The photograph was taken at 10 locations at a magnification, and this photograph was subjected to image analysis by an image analyzer, and the bainite fraction was measured.
[0053]
[Average crystal grain size measurement]
The measurement was performed using an EBSP analyzer (manufactured by TexSEM Laboratories) and an FE-SEM (electrolytic emission scanning electron microscope) “XL30S-FEG” manufactured by Philips at the same place where the bainite structure evaluation was performed. The crystal grain size was determined with a boundary having an inclination of 10 degrees or more as a grain boundary. The measurement area was 100 μm, the measurement step was 0.4 μm, and measurement points with a confidence index (Confidence Index) indicating the reliability of the measurement direction of 0.1 or less were deleted from the analysis target. In addition, those having a crystal grain size of 1.2 μm or less were judged as measurement noise and excluded from the target for calculating the average value of the crystal grain size.
[0054]
[Table 1]

[0055]
[Table 2]

[0056]
[Table 3]

[0057]
[Table 4]

[0058]
[Table 5]

[0059]
From Tables 4 and 5, it can be considered as follows. Steel plate for evaluation No. 3, 4, 6, and 12 to 22 all had good chemical components and structures, and various base material properties such as low temperature base material toughness and low temperature HAZ toughness and weldability were good. On the other hand, the evaluation steel plate No. 1, 2, 5, 7 to 11, 23 to 39 are not suitable for chemical components or structures, and have the following problems.
[0060]
No. No. 1 is an example in which homogenization rolling treatment is not performed before hot rolling, No. 1 Steel plate No. 2 is an example in which the heating temperature during the homogenizing rolling treatment is low. No. Steel plate No. 5 is an example having a high tempering temperature. No. No. 7 is an example in which the cumulative rolling reduction at 1000 to 900 ° C. is low, No. 7 Steel plate No. 8 is an example in which the cumulative rolling reduction at 900 to 700 ° C. is low. No. No. 9 is an example in which the cooling rate after hot rolling is slow, Steel plate No. 10 is an example having a high cooling stop temperature after hot rolling. No. Steel plate No. 11 is an example in which the heating temperature during hot rolling is high. In these steel plates, the average crystal grain size is large, the low temperature base metal toughness is inferior. In the steel plates 9 and 10, the base material strength is also inferior.
[0061]
No. Steel plate No. 23 is an example having a small amount of C, has a low bainite fraction, and a large average crystal grain size. As a result, the base material strength and the low temperature base material toughness are inferior. No. Steel plate No. 24 is an example having a large amount of C, and low temperature HAZ toughness is inferior.
[0062]
No. Steel plate No. 25 is an example having a large amount of Si, and is inferior in low-temperature base material toughness and low-temperature HAZ toughness.
[0063]
No. Steel plate No. 26 is an example in which the amount of Mn is small, the bainite fraction is low, and the average crystal grain size is large. As a result, the base material strength and the low temperature base material toughness are inferior.
[0064]
No. The steel plate No. 27 is an example with a large amount of Mn, No. 27. Nos. 28 and 29 are examples of high KP, No. No. 30 is an example in which the amount of Cr exceeds the preferred range and the KP is large. The steel plate 31 is an example with a large amount of Mo. These steel plates are inferior in low-temperature HAZ toughness.
[0065]
No. No. 32 steel plate is an example with a large amount of Nb. Steel plate No. 33 is an example in which the V amount exceeds the preferred range. These steel sheets have a large average crystal grain size and are inferior in low temperature base metal toughness and low temperature HAZ toughness.
[0066]
No. The steel plate No. 34 is an example having a large amount of Ni and Cu, and the low-temperature HAZ toughness is inferior.
[0067]
No. Steel plate No. 35 is an example in which the B content is small and the bainite fraction is low, and the base metal strength is inferior. No. Steel plate No. 36 is an example having a large B amount and a large average crystal grain size, and is inferior in low-temperature base metal toughness and low-temperature HAZ toughness.
[0068]
No. The steel plate No. 37 is an example having a large amount of N, No. The steel plate No. 39 is an example having a large amount of Ti, and these steel plates have a large average crystal grain size and are inferior in low-temperature base metal toughness and low-temperature HAZ toughness. No. Steel plate No. 38 is an example having a small amount of Ti, and low temperature HAZ toughness is inferior.
[0069]
【The invention's effect】
The present invention is configured as described above, and in addition to a specific chemical composition (particularly KP), by setting the bainite fraction and the average crystal grain size of the steel structure to a specific range, the low temperature base material toughness and the low temperature It was possible to provide a 490 MPa grade or higher steel plate having excellent HAZ toughness (high heat input HAZ toughness). The steel plate of the present invention is suitable for use in a structure (welded structure) exposed to a low temperature environment such as a ship or an offshore structure.

Claims (8)

Ｃ ：０．０１０〜０．０７０％（質量％の意味、以下同じ），
Ｓｉ：０．８％以下，
Ｍｎ：１．０〜１．９％，
Ｎｂ：０．０３２％以下（０％を含む），
Ｔｉ：０．００５〜０．１０％，
Ｂ ：０．０００６〜０．００５０％，
Ｎ ：０．００２０〜０．０１０％，
を満たす鋼からなり、
ＫＰ＜２．４を満足すると共に、
鋼組織の５０体積％以上がベイナイトであり、且つ平均結晶粒径が８μｍ以下であることを特徴とする低温靭性に優れた高靭性鋼板。
ただし、
ＫＰ＝［Ｍｎ］＋１．５×［Ｃｒ］＋２×［Ｍｏ］
《式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。》C: 0.010 to 0.070% (meaning mass%, the same shall apply hereinafter),
Si: 0.8% or less,
Mn: 1.0 to 1.9%,
Nb: 0.032% or less (including 0%),
Ti: 0.005 to 0.10%,
B: 0.0006 to 0.0050%,
N: 0.0020 to 0.010%,
Made of steel that meets
While satisfying KP <2.4,
A high toughness steel sheet excellent in low temperature toughness, characterized in that 50% by volume or more of the steel structure is bainite and the average crystal grain size is 8 μm or less.
However,
KP = [Mn] + 1.5 × [Cr] + 2 × [Mo]
<< In formula, [] means content (mass%) of each element. >> さらに、Ｎｉ：２．０％以下、またはＣｕ：２．０％以下を含有するものである請求項１に記載の高靭性鋼板。Furthermore, Ni: 2.0% or less or Cu: 2.0% or less is contained, The high toughness steel plate of Claim 1. さらに、Ｃｒ：１．０％以下、またはＭｏ：０．３０％以下、またはＶ：０．１０％以下を含有するものである請求項１または２に記載の高靭性鋼板。Furthermore, the high toughness steel plate of Claim 1 or 2 which contains Cr: 1.0% or less, or Mo: 0.30% or less, or V: 0.10% or less. さらに、Ａｌ：０．２０％以下を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の高靭性鋼板。The high toughness steel sheet according to any one of claims 1 to 3, further comprising Al: 0.20% or less. Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下に抑えられているものである請求項１〜４のいずれかに記載の高靭性鋼板。The high toughness steel sheet according to any one of claims 1 to 4, wherein P: 0.020% or less and S: 0.010% or less. さらに、Ｃａ：０．００５０％以下を含有するものである請求項１〜５のいずれかに記載の高靭性鋼板。Furthermore, Ca: 0.0050% or less is contained, The high toughness steel plate in any one of Claims 1-5. さらに、Ｍｇ：０．００５％以下、またはＲＥＭ：０．０２％以下、またはＺｒ：０．０５０％以下を含有するものである請求項１〜６のいずれかに記載の高靭性鋼板。Furthermore, Mg: 0.005% or less, REM: 0.02% or less, or Zr: 0.050% or less, The high toughness steel plate in any one of Claims 1-6. 肉厚が５０ｍｍ以上である請求項１〜７のいずれかに記載の高靭性鋼板。The high toughness steel plate according to any one of claims 1 to 7, wherein the thickness is 50 mm or more.