JP2013221189A - High-strength thick steel plate excellent in brittle crack propagation arresting capability - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板に関する。 The present invention relates to a high-strength thick steel plate having excellent brittle crack propagation stopping performance.
造船、建築、タンク、海洋構造物、ラインパイプなどの構造物に用いる厚鋼板には、構造物の脆性破壊を防止するため、脆性破壊の原因となる亀裂の伝播を抑止する能力である脆性亀裂伝播停止性能（以下「アレスト性能」ということがある。）が求められる。 For steel plates used in shipbuilding, construction, tanks, offshore structures, line pipes, and other structures, brittle cracks are the ability to suppress the propagation of cracks that cause brittle fractures in order to prevent brittle fracture of structures. Propagation stopping performance (hereinafter sometimes referred to as “arrest performance”) is required.
近年、構造物の大型化に伴い、降伏応力が３９０〜５００ＭＰａ、板厚４０〜１００ｍｍの高強度厚鋼板が多用されている。しかし、鋼板のアレスト性能は、一般に、強度及び板厚とは相反する傾向にあるので、高強度厚鋼板のアレスト性能を向上させることが望まれている。 In recent years, high-strength thick steel plates having a yield stress of 390 to 500 MPa and a plate thickness of 40 to 100 mm are frequently used with the increase in size of structures. However, since the arrest performance of a steel sheet generally tends to conflict with the strength and the plate thickness, it is desired to improve the arrest performance of a high-strength thick steel plate.
厚鋼板のアレスト性能を向上させる方法として、例えば、結晶粒径を制御する方法（例えば、特許文献１〜３、参照。）、脆化第二相を制御する方法（例えば、特許文献４、参照）、及び、集合組織を制御する方法（例えば、特許文献５、参照。）が知られている。
As a method for improving the arrest performance of a thick steel plate, for example, a method of controlling the crystal grain size (see, for example,
結晶粒径を制御する方法は、フェライトを母相とし、このフェライトを細粒化して、アレスト性能を向上させるものである。脆化第二相を制御する方法は、母相となるフェライト中に微細な脆化第二相（例えば、マルテンサイト）を分散させて、脆性亀裂先端部において脆化第二相に微小亀裂を発生させることにより、亀裂先端部の応力状態を緩和するものである。 The method for controlling the crystal grain size is to improve the arrest performance by using ferrite as a parent phase and then finely sizing the ferrite. The method of controlling the embrittled second phase is to disperse the fine embrittled second phase (for example, martensite) in the ferrite that is the parent phase, and to form microcracks in the embrittled second phase at the brittle crack tip. By generating it, the stress state at the crack tip is relaxed.
集合組織を制御する方法は、極低炭素（Ｃ＜０．００３％）のベイナイト単相鋼において、圧延面と平行な｛２１１｝面の集合組織を発達させるものである。 The method of controlling the texture is to develop a {211} plane texture parallel to the rolling surface in an ultra-low carbon (C <0.003%) bainite single phase steel.
その他、特許文献６に記載の高強度厚鋼板は、鋼板表層部の組織を微細化して延性破壊（以下「シアリップ」ということがある。）領域を形成して、アレスト性能を向上させたものである。また、特許文献７に記載の高強度厚鋼板は、鋼板の板厚方向の３つの領域で、それぞれ集合組織の形態を制御して、アレスト性能を向上させたものである。
In addition, the high-strength thick steel plate described in
しかし、高強度厚鋼板のアレスト性能の向上を図る上記従来方法には、次の課題がある。特許文献１〜３に記載の結晶粒径を制御する方法においては、軟質のフェライトを母相にしているので、高強度で板厚の厚い鋼板を得ることが困難である。
However, the above-described conventional method for improving the arrest performance of a high-strength thick steel plate has the following problems. In the method for controlling the crystal grain size described in
特許文献４に記載の脆化第二相を制御する方法においては、フェライト中にマルテンサイトが分散しているので、耐脆性亀裂発生特性が著しく劣化してしまう。さらに、フェライトを母相としているので、同様に、高強度で板厚の厚い鋼板を得ることが困難である。
In the method of controlling the embrittled second phase described in
特許文献５に記載の集合組織を制御する方法においては、組織を極低炭素のベイナイト単相にして、板厚方向に均一な集合組織を発達させているので、アレスト性能を飛躍的に向上させることができない。また、極低炭素鋼を得るための製鋼コストが極めて大きい。
In the method of controlling the texture described in
特許文献６に記載の高強度厚鋼板においては、優れたアレスト性能を安定的に確保することができない。この理由については後述する。特許文献７に記載の高強度厚鋼板においては、鋼板の板厚方向において集合組織の形態が異なるので、溶接継手部の欠陥検査などで用いる超音波検査で機械特性の異方性を検出し、必要な補正をしなければならず、構造物への適用の点で課題が残る。
In the high-strength thick steel plate described in
本発明は、従来方法における上記課題に鑑み、溶接熱影響部靭性（以下「ＨＡＺ靭性」ということがある。）の劣化がなく、かつ、機械特性の異方性がない、アレスト性能に優れた高強度厚鋼板を、低コストで提供することを目的とする。 In view of the above-mentioned problems in the conventional method, the present invention has no deterioration in welding heat-affected zone toughness (hereinafter sometimes referred to as “HAZ toughness”), no mechanical property anisotropy, and excellent arrest performance. An object is to provide a high-strength thick steel plate at a low cost.
上記課題を解決するため、本発明に係る高強度厚鋼板は、以下の通りである。 In order to solve the above problems, the high-strength thick steel plate according to the present invention is as follows.
（１）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｎｉ：０．１５〜４．００％、Ｎ：０．００１〜０．００８％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる高強度厚鋼板において、
（ｘ）ミクロ組織が、ベイナイトを母相とするフェライト及び／又はパーライト組織であり、かつ、
（y1）鋼板面から板厚方向に板厚の５％の領域では、粒径が１７μｍを超える結晶粒の存在率が５％未満であり、
（ｚ）上記領域以外の板厚中心部を含む領域では、結晶粒の平均粒径が４０μｍ以下である
ことを特徴とする脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。
(1) By mass%, C: 0.03-0.15%, Si: 0.1-0.5%, Mn: 0.5-2.5%, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.001 to 0.10%, Ti: 0.005 to 0.020%, Ni: 0.15 to 4.00%, N: 0.001 to 0.008% Containing, in the high-strength thick steel plate, the balance consisting of iron and inevitable impurities,
(X) the microstructure is a ferrite and / or pearlite structure having bainite as a parent phase, and
(Y1) In the region of 5% of the plate thickness in the plate thickness direction from the steel plate surface, the abundance of crystal grains having a particle size exceeding 17 μm is less than 5%,
(Z) A high-strength thick steel plate excellent in brittle crack propagation stopping performance, characterized in that the average grain size of crystal grains is 40 μm or less in a region including the thickness center other than the above region.
（２）前記粒径が１７μｍ以下の結晶粒と、該結晶粒と隣接する結晶粒の結晶方位差が１５°以上であることを特徴とする前記（１）に記載の脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。 (2) The brittle crack propagation stopping performance as described in (1) above, wherein a crystal orientation difference between the crystal grain having a grain size of 17 μm or less and a crystal grain adjacent to the crystal grain is 15 ° or more. Excellent high-strength thick steel plate.
（３）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｎｉ：０．１５〜４．００％、Ｎ：０．００１〜０．００８％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる高強度厚鋼板において、
（ｘ）ミクロ組織が、ベイナイトを母相とするフェライト及び／又はパーライト組織であり、かつ、
（y2）鋼板面から板厚方向に板厚の５％までの領域では、粒径が２２μｍを超える結晶粒の存在率が２％未満であり、
（ｚ）上記領域以外の板厚中心部を含む領域では、結晶粒の平均粒径が４０μｍ以下である
ことを特徴とする脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。
(3) By mass%, C: 0.03-0.15%, Si: 0.1-0.5%, Mn: 0.5-2.5%, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.001 to 0.10%, Ti: 0.005 to 0.020%, Ni: 0.15 to 4.00%, N: 0.001 to 0.008% Containing, in the high-strength thick steel plate, the balance consisting of iron and inevitable impurities,
(X) the microstructure is a ferrite and / or pearlite structure having bainite as a parent phase, and
(Y2) In the region from the steel plate surface to the plate thickness direction up to 5% of the plate thickness, the abundance of crystal grains having a particle size exceeding 22 μm is less than 2%,
(Z) A high-strength thick steel plate excellent in brittle crack propagation stopping performance, characterized in that the average grain size of crystal grains is 40 μm or less in a region including the thickness center other than the above region.
（４）前記粒径が２２μｍ以下の結晶粒と、該結晶粒と隣接する結晶粒の結晶方位差が１５°以上であることを特徴とする前記（３）に記載の脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。 (4) The brittle crack propagation stopping performance as described in (3) above, wherein a crystal orientation difference between the crystal grain having a grain size of 22 μm or less and a crystal grain adjacent to the crystal grain is 15 ° or more. Excellent high-strength thick steel plate.
（５）前記（１）〜（４）のいずれかに記載の脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板において、
（y3）上記鋼板の板厚Ｔh（ｍｍ）、板厚中央部のシャルピー破面遷移温度vＴrs（℃）、及び、鋼板面のNDT温度NDT（℃）が、下記式（１）を満たす
ことを特徴とする脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。
NDT（℃）≦Ａ1−Ｃ・Ｔh−Ｄ・vＴrs ・・・（１）
Ａ1、Ｃ、Ｄ：実験的に定まる係数で、
０≦Ａ1≦１６．０
１．５≦Ｃ≦３．０
０．５≦Ｄ≦１．４
(5) In the high-strength thick steel plate excellent in brittle crack propagation stopping performance according to any one of (1) to (4),
(Y3) Thickness Th (mm) of the steel sheet, Charpy fracture surface transition temperature vTrs (° C) at the center of the thickness, and NDT temperature NDT (° C) of the steel sheet surface satisfy the following formula (1). High strength thick steel plate with excellent brittle crack propagation stopping performance.
NDT (° C.) ≦ A 1 −C · Th−D · vTrs (1)
A 1 , C, D: coefficients determined experimentally,
0 ≦ A 1 ≦ 16.0
1.5 ≦ C ≦ 3.0
0.5 ≦ D ≦ 1.4
（６）前記式（１）において、Ａ1＝６．０３２、Ｃ＝１．９９４、Ｄ＝０．７５２５であることを特徴とする前記（５）に記載の脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。 (6) In the formula (1), A 1 = 6.032, C = 1.994, D = 0.7525, and the brittle crack propagation stopping performance described in (5) above is excellent High strength thick steel plate.
（７）前記（１）〜（４）のいずれかに記載の脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板において、
（y4）上記鋼板の板厚Ｔh（ｍｍ）、板厚中央部のシャルピー破面遷移温度vＴrs（℃）、鋼板面のNDT温度NDT（℃）、及び、設計温度Ｔe（℃）が、下記式（２）を満たす
ことを特徴とする脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。
NDT（℃）≦Ａ2＋Ｂ・Ｔe−Ｃ・Ｔh−Ｄ・vＴrs ・・・（２）
Ａ2、Ｂ、Ｃ、Ｄ：実験的に定まる係数で、
１２．５≦Ａ2≦３７．５
１．６０≦Ｂ≦２．５
１．５≦Ｃ≦３．０
０．５≦Ｄ≦１．４
(7) In the high-strength thick steel plate excellent in brittle crack propagation stopping performance according to any one of (1) to (4),
(Y4) The plate thickness Th (mm) of the steel plate, the Charpy fracture surface transition temperature vTrs (° C) at the center of the plate thickness, the NDT temperature NDT (° C) of the steel plate surface, and the design temperature Te (° C) are as follows: A high-strength thick steel plate excellent in brittle crack propagation stopping performance characterized by satisfying (2).
NDT (° C) ≤ A 2 + B · Te-C · Th-D · vTrs (2)
A 2 , B, C, D: coefficients determined experimentally,
12.5 ≦ A 2 ≦ 37.5
1.60 ≦ B ≦ 2.5
1.5 ≦ C ≦ 3.0
0.5 ≦ D ≦ 1.4
（８）前記式（２）において、Ａ2＝２４．６９、Ｂ＝１．８６５、Ｃ＝１．９９４、Ｄ＝０．７５２５であることを特徴とする前記（７）に記載の脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。 (8) In the above formula (2), A 2 = 24.69, B = 1.865, C = 1.994, D = 0.7525, The brittle crack according to (7) High-strength thick steel plate with excellent propagation stop performance.
（９）前記鋼板面から板厚方向に板厚の５％までの領域では、圧延方向と垂直な面に対し±１５°をなす｛１００｝面が、面積率で３０％以下存在することを特徴とする前記（１）〜（８）のいずれかに記載の脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。 (9) In the region from the steel plate surface to 5% of the plate thickness in the plate thickness direction, the {100} plane forming ± 15 ° with respect to the plane perpendicular to the rolling direction is present in an area ratio of 30% or less. The high-strength thick steel plate having excellent brittle crack propagation stopping performance according to any one of the above (1) to (8).
（１０）前記鋼板面から板厚方向に板厚の５％までの領域以外の板厚中心部を含む領域では、圧延方向と垂直な面に対し±１５°をなす｛１００｝面が、面積率で１５％以下存在することを特徴とする前記（１）〜（９）のいずれかに記載の脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。 (10) In the region including the central portion of the plate thickness other than the region up to 5% of the plate thickness in the plate thickness direction from the steel plate surface, the {100} plane forming ± 15 ° with respect to the plane perpendicular to the rolling direction has an area The high-strength thick steel plate excellent in brittle crack propagation stopping performance according to any one of the above (1) to (9), characterized by being present at a rate of 15% or less.
（１１）前記高強度厚鋼板の板厚が４０ｍｍ以上であることを特徴とする前記（１）〜（１０）のいずれかに記載の脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。 (11) The high-strength thick steel plate excellent in brittle crack propagation stopping performance according to any one of (1) to (10), wherein the high-strength thick steel plate has a thickness of 40 mm or more.
（１２）前記高強度厚鋼板の降伏応力が３９０ＭＰａ以上であることを特徴とする前記（１）〜（１１）のいずれかに記載の脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。 (12) The high strength thick steel plate excellent in brittle crack propagation stopping performance according to any one of (1) to (11), wherein the yield strength of the high strength thick steel plate is 390 MPa or more.
（１３）前記高強度厚鋼板が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．０２〜０．１５％、及び、Ｂ：０．０００３〜０．００３％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）〜（１２）のいずれかに記載の脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。 (13) The high-strength thick steel plate is further mass%, Cu: 0.1 to 1.0%, Cr: 0.1 to 1.0%, Mo: 0.05 to 0.50%, Nb : 0.005-0.05%, V: 0.02-0.15%, and B: 0.0003-0.003% 1 type or 2 types or more, A high-strength thick steel plate excellent in brittle crack propagation stopping performance according to any one of 1) to (12).
（１４）前記高強度厚鋼板が、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００３〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％、及び、ＲＥＭ：０．０００３〜０．００５％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）〜（１３）のいずれかに記載の脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。 (14) The high-strength thick steel plate is further mass%, Ca: 0.0003 to 0.005%, Mg: 0.0003 to 0.005%, and REM: 0.0003 to 0.005%. The high-strength thick steel plate having excellent brittle crack propagation stopping performance according to any one of the above (1) to (13), comprising one or more of the following.
本発明によれば、ＨＡＺ靭性の劣化がなく、かつ、機械特性の異方性がない、アレスト性能に優れた高強度厚鋼板を低コストで提供することができる。 According to the present invention, it is possible to provide a high-strength thick steel plate excellent in arrest performance without degradation of HAZ toughness and without anisotropy in mechanical properties at low cost.
本発明の脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板（以下「本発明鋼板」ということがある。）は、ミクロ組織を、ベイナイトを母相とするフェライト及び／又はパーライト組織とし、所要の機械的特性を確保し、かつ、板厚方向の結晶粒径を制御して、アレスト性能を向上させることを基本思想とするものである。 The high-strength thick steel plate excellent in brittle crack propagation stopping performance of the present invention (hereinafter sometimes referred to as “the present invention steel plate”) has a microstructure having a ferrite and / or pearlite structure with bainite as a parent phase, The basic idea is to improve the arrest performance by ensuring the mechanical properties and controlling the crystal grain size in the plate thickness direction.
具体的には、本発明鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｎｉ：０．１５〜４．００％、Ｎ：０．００１〜０．００８％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる高強度厚鋼板において、
（ｘ）ミクロ組織が、ベイナイトを母相とするフェライト及び／又はパーライト組織であり、かつ、
（y1）鋼板面から板厚方向に板厚の５％までの領域では、粒径が１７μｍを超える結晶粒の存在率が５％未満であり、又は、
（y2）鋼板面から板厚方向に板厚の５％までの領域では、粒径が２２μｍを超える結晶粒の存在率が２％未満であり、
（ｚ）上記領域以外の板厚中心部を含む領域では、結晶粒の平均粒径が４０μｍ以下である
ことを特徴とする。
Specifically, the steel sheet of the present invention is in mass%, C: 0.03 to 0.15%, Si: 0.1 to 0.5%, Mn: 0.5 to 2.0%, P: 0 0.02% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.001 to 0.10%, Ti: 0.005 to 0.020%, Ni: 0.15 to 4.00%, N: 0.00. In a high-strength thick steel plate containing 001 to 0.008%, the balance being iron and inevitable impurities,
(X) the microstructure is a ferrite and / or pearlite structure having bainite as a parent phase, and
(Y1) In the region from the steel plate surface to the plate thickness direction up to 5% of the plate thickness, the abundance of crystal grains having a particle size exceeding 17 μm is less than 5%, or
(Y2) In the region from the steel plate surface to the plate thickness direction up to 5% of the plate thickness, the abundance of crystal grains having a particle size exceeding 22 μm is less than 2%,
(Z) The region including the central portion of the plate thickness other than the above region is characterized in that the average grain size of crystal grains is 40 μm or less.
また、本発明鋼板は、さらに、
（y3）上記鋼板の板厚Ｔh（ｍｍ）、板厚中央部のシャルピー破面遷移温度vＴrs（℃）、及び、鋼板面のNDT温度NDT（℃）が、下記式（１）を満たす、又は、
（y4）上記鋼板の板厚Ｔh（ｍｍ）、板厚中央部のシャルピー破面遷移温度vＴrs（℃）、鋼板面のNDT温度NDT（℃）、及び、設計温度Ｔe（℃）が、下記式（２）を満たす
ことを特徴とする。
The steel sheet of the present invention further includes
(Y3) The plate thickness Th (mm) of the steel plate, the Charpy fracture surface transition temperature vTrs (° C.) at the center of the plate thickness, and the NDT temperature NDT (° C.) of the steel plate surface satisfy the following formula (1), or ,
(Y4) The plate thickness Th (mm) of the steel plate, the Charpy fracture surface transition temperature vTrs (° C) at the center of the plate thickness, the NDT temperature NDT (° C) of the steel plate surface, and the design temperature Te (° C) are as follows: (2) is satisfied.
NDT（℃）≦Ａ2−Ｃ・Ｔh−Ｄ・vＴrs ・・・（１）
Ａ1、Ｃ、Ｄ：実験的に定まる係数
NDT（℃）≦Ａ1＋Ｂ・Ｔe−Ｃ・Ｔh−Ｄ・vＴrs ・・・（２）
Ａ2、Ｂ、Ｃ、Ｄ：実験的に定まる係数
NDT (° C.) ≦ A 2 −C · Th−D · vTrs (1)
A 1 , C, D: coefficients determined experimentally
NDT (° C) ≦ A 1 + B · Te−C · Th−D · vTrs (2)
A 2 , B, C, D: coefficients determined experimentally
以下、本発明鋼板について説明する。 Hereinafter, the steel sheet of the present invention will be described.
まず、本発明鋼板の成分組成を限定する理由について説明する。なお、％は質量％を意味する。 First, the reason which limits the component composition of this invention steel plate is demonstrated. In addition,% means the mass%.
Ｃは、強度と靭性を確保する元素である。添加効果を得るため、０．０３％以上を添加する。０．１５％を超えると、良好なＨＡＺ靭性を確保するのが難しくなるので、上限を０．１５％とする。 C is an element that ensures strength and toughness. In order to obtain the effect of addition, 0.03% or more is added. If it exceeds 0.15%, it becomes difficult to ensure good HAZ toughness, so the upper limit is made 0.15%.
Ｓｉは、脱酸元素及び強化元素として有効な元素である。添加効果を得るため、０．１％以上を添加する。０．５％を超えると、ＨＡＺ靭性が劣化するので、上限を０．５％とする。 Si is an effective element as a deoxidizing element and a strengthening element. In order to obtain the effect of addition, 0.1% or more is added. If it exceeds 0.5%, the HAZ toughness deteriorates, so the upper limit is made 0.5%.
Ｍｎは、強度と靭性を経済的に確保する元素である。添加効果を得るため、０．５％以上を添加する。２．５％を超えると、中心偏析が顕著となり、偏析部分とＨＡＺの靭性が劣化するので、上限を２．５％とする。 Mn is an element that economically secures strength and toughness. In order to obtain the effect of addition, 0.5% or more is added. If it exceeds 2.5%, the center segregation becomes prominent and the segregation part and the toughness of the HAZ deteriorate, so the upper limit is made 2.5%.
Ｐは、不純物元素であり、ＨＡＺ靭性を安定的に確保するため、０．０２％以下に低減する。 P is an impurity element and is reduced to 0.02% or less in order to stably secure the HAZ toughness.
Ｓも、不純物元素であり、鋼板の機械特性及びＨＡＺ靭性を安定的に確保するため、０．０１％以下に低減する。好ましくは０．００５％以下である。 S is also an impurity element, and is reduced to 0.01% or less in order to stably secure the mechanical properties and HAZ toughness of the steel sheet. Preferably it is 0.005% or less.
Ａｌは、脱酸を担い、不純物元素のＯを低減する元素である。ＭｎやＳｉも脱酸に寄与するが、Ｍｎ、Ｓｉが添加されている場合でも、０．００１％以上を添加する。０．１０％を超えると、アルミナ系の粗大酸化物や、そのクラスターが生成し、鋼板の機械特性及びＨＡＺ靭性が劣化するので、上限を０．１０％とする。 Al is an element responsible for deoxidation and reducing O as an impurity element. Mn and Si also contribute to deoxidation, but even when Mn and Si are added, 0.001% or more is added. If it exceeds 0.10%, alumina-based coarse oxides and clusters thereof are formed, and the mechanical properties and HAZ toughness of the steel sheet deteriorate, so the upper limit is made 0.10%.
Ｔｉは、本発明鋼板において重要な元素である。ＴｉＮを形成し、鋼片の加熱時にオーステナイト粒径が大きくなることを抑制する元素である。オーステナイト粒径が大きくなると、変態後のベイナイトの粒径も大きくなるので、所望のベイナイト粒径を得るために、０．００５％以上を添加する。０．０２０％を超えると、ＴｉＣが生成してＨＡＺ靭性が低下するので、上限を０．０２０％とする。 Ti is an important element in the steel sheet of the present invention. It is an element that forms TiN and suppresses an increase in the austenite grain size when the steel slab is heated. When the austenite particle size becomes large, the particle size of the bainite after transformation also becomes large. Therefore, in order to obtain a desired bainite particle size, 0.005% or more is added. If it exceeds 0.020%, TiC is generated and the HAZ toughness decreases, so the upper limit is made 0.020%.
Ｎｉは、本発明鋼板において重要な元素である。Ｎｉ量を調整し、かつ、鋼板冷却過程における冷却速度を制御することにより、ベイナイトのサブユニット、即ち、結晶方位差が１５°以上の界面を粒界と定義した場合の結晶粒を微細化することができる。この結晶粒微細化効果を得るため、０．１５％以上を添加する。Ｎｉは高価な元素であり、過剰添加はコストの上昇を招くので、上限を４．００％とする。好ましくは０．３０〜１．５０％である。 Ni is an important element in the steel sheet of the present invention. By adjusting the amount of Ni and controlling the cooling rate in the steel sheet cooling process, the bainite subunit, that is, the crystal grain when the interface having a crystal orientation difference of 15 ° or more is defined as the grain boundary is refined. be able to. In order to obtain this crystal grain refining effect, 0.15% or more is added. Ni is an expensive element, and excessive addition causes an increase in cost, so the upper limit is made 4.00%. Preferably it is 0.30 to 1.50%.
Ｎは、本発明鋼板において重要な元素である。ＴｉＮを形成するため、０．００１％以上を添加する。Ｎの過剰添加は、鋼板の脆化を招くので、上限を０．００８％とする。好ましくは０．００３〜０．００６％である。 N is an important element in the steel sheet of the present invention. In order to form TiN, 0.001% or more is added. Since excessive addition of N causes embrittlement of the steel sheet, the upper limit is made 0.008%. Preferably it is 0.003 to 0.006%.
本発明鋼板は、上記元素の他に、強度及び靭性を向上させるため、質量％で、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．０２〜０．１５％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％の１種又は２種以上を含有してもよい。ただし、上限を超えると、ＨＡＺ靭性や溶接性が低下する。 In order to improve strength and toughness in addition to the above elements, the steel sheet of the present invention is in mass%, Cu: 0.1 to 1.0%, Cr: 0.1 to 1.0%, Mo: 0.05 -0.50%, Nb: 0.005-0.05%, V: 0.02-0.15%, B: 0.0003-0.003% 1 type or 2 types or more Good. However, if the upper limit is exceeded, the HAZ toughness and weldability are reduced.
さらに、本発明鋼板は、上記添加元素の他に、質量％で、Ｃａ：０．０００３〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．００５％の１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素の添加により、ＨＡＺ靭性が向上するが、上限を超えると、粗大な介在物が生成し、ＨＡＺ靭性が逆に低下する。 Further, the steel sheet of the present invention is, in addition to the above additive elements, in mass%, Ca: 0.0003 to 0.005%, Mg: 0.0003 to 0.005%, REM: 0.0003 to 0.005%. 1 type (s) or 2 or more types may be contained. By adding these elements, the HAZ toughness is improved, but if the upper limit is exceeded, coarse inclusions are generated, and the HAZ toughness is reduced.
以下、本発明鋼板の要件について説明する。 Hereinafter, the requirements for the steel sheet of the present invention will be described.
本発明鋼板の要件（ｘ）の技術的意義について説明する。ミクロ組織の母相がフェライトであると、所要の強度を確保することが難しい。本発明鋼板では、所要の強度を確保するため、ミクロ組織を、ベイナイトを母相とする組織とする。そして、ミクロ組織の第二相を、フェライト及び／又はパーライトとすることで、所要の機械特性を確保する。 The technical significance of requirement (x) of the steel sheet of the present invention will be described. If the matrix phase of the microstructure is ferrite, it is difficult to ensure the required strength. In the steel sheet of the present invention, the microstructure is a structure having bainite as a parent phase in order to ensure a required strength. And a required mechanical characteristic is ensured by making the 2nd phase of a microstructure into a ferrite and / or pearlite.
次に、本発明鋼板の要件（y1）及び要件（y2）の技術的意義について説明する。 Next, the technical significance of requirement (y1) and requirement (y2) of the steel sheet of the present invention will be described.
一般に、ベイナイトの粒径は、ベイナイトに変態する前のオーステナイトの粒径に支配される。それ故、ベイナイトの粒径を細粒化することは難しいが、特許文献６には、Ｎｉ添加量を多くすると結晶粒が微細化し、さらに、鋼板の冷却速度を速くすると結晶粒が微細化することが開示されている（特許文献６の図１、参照）。
In general, the particle size of bainite is governed by the particle size of austenite before transformation to bainite. Therefore, although it is difficult to reduce the grain size of bainite, in
板厚４０ｍｍ以上の鋼板を冷却する場合、通常、鋼板面から板厚方向に板厚の１０％までの領域（以下「鋼板表裏層部」ということがある。）では、冷却速度が約３０℃／秒であり、鋼板表裏層部以外の板厚中心部を含む領域（以下「鋼板中心部」ということがある。）では、冷却速度が約５℃／秒である。 When cooling a steel plate having a thickness of 40 mm or more, the cooling rate is usually about 30 ° C. in the region from the steel plate surface to the plate thickness direction up to 10% of the plate thickness (hereinafter sometimes referred to as “steel plate front / back layer portion”). In the region including the center portion of the plate thickness other than the steel plate front and back layer portions (hereinafter sometimes referred to as “steel plate center portion”), the cooling rate is about 5 ° C./second.
このような厚鋼板の冷却態様において、Ｎｉ量が０．１５質量％以上であれば、鋼板表裏層部の結晶粒径は１５μｍ以下となり、鋼板中心部の結晶粒径は４０μｍ以下となる（特許文献６の図１、参照）。
In such a cooling mode of a thick steel plate, if the Ni content is 0.15% by mass or more, the crystal grain size of the steel plate front and back layer portions is 15 μm or less, and the crystal grain size of the steel plate center portion is 40 μm or less (patent) See FIG. 1 of
特許文献６には、結晶粒径が、鋼板表裏層部で１５μｍ以下、鋼板中心部で４０μｍ以下の厚鋼板は、−１０℃におけるＫｃａが６０００Ｎ／ｍｍ1.5以上の高アレスト性能を示すことが開示されているが、本発明者らの調査によれば、結晶粒径が上記条件を満たしても、目標（６０００Ｎ／ｍｍ1.5以上）のアレスト性能が得られない場合がある。即ち、前述したように、特許文献６に記載の高強度厚鋼板においては、優れたアレスト性能を安定して確保することが難しい。
本発明者らは、目標（６０００Ｎ／ｍｍ1.5以上）のアレスト性能が得られない原因を解明するため、アレスト性能が目標に達している鋼板の脆性亀裂伝播破面と、アレスト性能が目標に達していない鋼板の脆性亀裂伝播破面を詳細に観察した。その結果、アレスト性能が目標に達していない鋼板では、鋼板面から板厚方向に板厚１０％までの領域の結晶粒の平均粒径が１５μｍ以下であっても、シアリップが形成され難いことが判明した。 In order to elucidate the reason why the arrest performance of the target (6000 N / mm 1.5 or more) cannot be obtained, the present inventors have reached the target of the brittle crack propagation fracture surface of the steel plate in which the arrest performance has reached the target and the arrest performance. The brittle crack propagation fracture surface of the steel plate was not observed in detail. As a result, it is difficult to form a shear lip even when the average grain size of the crystal grains in the region from the steel plate surface to the plate thickness direction of 10% is 15 μm or less in the steel plate whose arrest performance has not reached the target. found.
即ち、アレスト性能が目標に達している鋼板と、アレスト性能が目標に達していない鋼板においては、シアリップの形成態様が実質的に異なることが判明した。 That is, it has been found that the formation of shear lip is substantially different between a steel plate that has reached the target of arrest performance and a steel plate that has not reached the target of arrest performance.
さらに、シアリップの形成が始まる領域の破面を詳細に観察した結果、シアリップには、比較的粗大な壁開破面が存在し、その破面に、粗大なフェライト粒が現出していることが判明した。また、その粗大な壁開破面は、鋼板表層部に近いほど、多数存在していることが判明した。 Furthermore, as a result of observing the fracture surface in the region where shear lip formation begins in detail, the shear lip has a relatively coarse wall opening surface, and coarse ferrite grains appear on the fracture surface. found. In addition, it was found that the rougher the wall breaking surface, the closer to the surface layer portion of the steel plate, the greater the number.
そこで、本発明者らは、鋼板の板厚方向において、鋼板の表層部から中心部にかけてミクロ組織を詳細に観察した。その結果、鋼板表層部に近いほど、粗大なフェライトが、僅かの量ではあるが存在していることが判明した。 Then, the present inventors observed the microstructure in detail from the surface layer part to the center part of the steel sheet in the thickness direction of the steel sheet. As a result, it was found that the closer to the surface layer portion of the steel sheet, the coarser the ferrite, although a small amount was present.
破壊現象は、機械特性が最も弱い領域の組織態様に支配されるので、平均結晶粒径が１５μｍ以下であっても、粒径が１５μｍを超える粗大フェライトが僅かでも存在すれば、その粗大フェライトに、鋼板の破壊現象が支配されると考えられる。 Since the fracture phenomenon is governed by the structure of the weakest region of mechanical properties, even if the average crystal grain size is 15 μm or less, if there is even a small amount of coarse ferrite having a grain size exceeding 15 μm, the coarse ferrite will It is thought that the destruction phenomenon of the steel sheet is dominated.
ミクロ組織の観察で、鋼板表層部に粗大フェライトが多く存在していることが解ったので、本発明者らは、粗大フェライトの存在がアレスト性能に及ぼす影響を調査するため、鋼板表層部を、研削する厚さを変えて研削し、ＥＳＳＯ試験を行った。 By observing the microstructure, it has been found that a large amount of coarse ferrite is present in the steel sheet surface layer part, so that the present inventors investigated the influence of the presence of coarse ferrite on the arrest performance, the steel sheet surface layer part, An ESSO test was performed by changing the thickness to be ground.
その結果、鋼板表層部から板厚方向に板厚の５％に相当する厚さを研削すると、目標のアレスト性能（６０００Ｎ／ｍｍ1.5以上）を確保できることが判明した。このことは、本発明の基礎をなす知見である。 As a result, it was found that the target arrest performance (6000 N / mm 1.5 or more) can be secured by grinding a thickness corresponding to 5% of the plate thickness in the plate thickness direction from the surface layer portion of the steel plate. This is the knowledge that forms the basis of the present invention.
次に、本発明者らは、上記知見を踏まえ、鋼板面から板厚方向に板厚の５％の領域における結晶粒径分布を調査した。その結果の一部を図１〜３に示す。 Next, the inventors investigated the crystal grain size distribution in a region of 5% of the plate thickness from the steel plate surface in the plate thickness direction based on the above findings. A part of the result is shown in FIGS.
図１に、アレスト性能が目標（６０００Ｎ／ｍｍ1.5以上）に達している鋼板（以下「鋼板１」ということがある。）の表面から板厚方向に板厚の５％の領域における結晶粒径分布と結晶粒径の累積分布を示す。
FIG. 1 shows the crystal grain size in the region of 5% of the plate thickness from the surface of the steel plate (hereinafter referred to as “
図２に、アレスト性能が目標（６０００Ｎ／ｍｍ1.5以上）に達していない鋼板（以下「鋼板２」ということがある。）の表面から板厚方向に板厚の５％の領域における結晶粒径分布と結晶粒径の累積分布を示す。
FIG. 2 shows the crystal grain size in the region of 5% of the plate thickness from the surface of the steel plate (hereinafter referred to as “
図３に、アレスト性能が目標（６０００Ｎ／ｍｍ1.5以上）に達していない別の鋼板（以下「鋼板３」ということがある。）の表面から板厚方向に板厚の５％の領域における結晶粒径分布と結晶粒径の累積分布を示す。 FIG. 3 shows a crystal in the region of 5% of the plate thickness in the plate thickness direction from the surface of another steel plate (hereinafter referred to as “steel plate 3”) whose arrest performance has not reached the target (6000 N / mm 1.5 or more). The cumulative distribution of grain size distribution and crystal grain size is shown.
なお、鋼板１〜３は、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０８％、Ｓｉ：０．２％、Ｍｎ：１．４％、Ｐ：０．００５％、Ｓ：０．００５％、Ａｌ：０．０１％、Ｔｉ：０．００８％、Ｎｉ：１．０％、Ｎ：０．００２％、Ｎｂ：０．０１５％、Ｂ：０．００１％、Ｃａ：０．００１％であり、板厚が７０ｍｍの厚鋼板である。 In addition, as for the steel plates 1-3, a component composition is the mass%, C: 0.08%, Si: 0.2%, Mn: 1.4%, P: 0.005%, S: 0.005% Al: 0.01%, Ti: 0.008%, Ni: 1.0%, N: 0.002%, Nb: 0.015%, B: 0.001%, Ca: 0.001% There is a thick steel plate having a thickness of 70 mm.
鋼板１〜３のミクロ組織の結晶粒径分布は、次のように求めた。鋼板の板厚方向に、鋼板表面から０．５ｍｍの深さ位置、板厚の２．５％の深さ位置、及び、板厚の５％の深さ位置において、それぞれ１０視野につき粒径を測定して求めた。
The crystal grain size distribution of the microstructures of the
鋼板１〜３の平均結晶粒径は１５μｍ以下であるが、図２及び図３に示す結晶粒径分布によれば、アレスト性能が目標（６０００Ｎ／ｍｍ1.5以上）に達していない鋼板２及び３においては、鋼板面から板厚方向に板厚の５％までの領域に、粒径が大きい結晶粒が多数存在していることが解る。
The average crystal grain size of the
図１〜３に示す結晶粒径の累積分布において、９８％最大値（累積頻度が９８％の場合における最大の結晶粒径）をみると、アレスト性能が目標（６０００Ｎ／ｍｍ1.5以上）に達している鋼板１では１６μｍであり（図１、参照）、アレスト性能が目標に達していない鋼板２及び鋼板３では、それぞれ、２５μｍ及び２４μｍである（図２及び３、参照）。
In the cumulative distribution of the crystal grain size shown in FIGS. 1 to 3, when the 98% maximum value (maximum crystal grain size when the cumulative frequency is 98%) is seen, the arrest performance reaches the target (6000 N / mm 1.5 or more). The
このように、アレスト性能が目標に達している鋼板１と、アレスト性能が目標に達していない鋼板２及び３においては、粗大フェライトの粒径の点で、有意の差が存在する。即ち、鋼板の表面から板厚方向に板厚の５％までの領域に存在する粗大フェライトが、脆性破壊し易いために、シアリップの形成を阻害するので、鋼板のアレスト性能の良否を支配しているといえる。
Thus, there is a significant difference in the grain size of the coarse ferrite between the
また、上記累積分布において、９５％最大値（累積頻度が９５％の場合における最大の結晶粒径）をみると、アレスト性能が目標（６０００Ｎ／ｍｍ1.5以上）に達している鋼板１では１５μｍであり（図１、参照）、アレスト性能が目標に達していない鋼板２及び鋼板３では、それぞれ、１８μｍ及び２２μｍである（図２及び３、参照）。
Further, in the cumulative distribution, when the 95% maximum value (maximum crystal grain size when the cumulative frequency is 95%) is seen, the
このように、アレスト性能が目標に達している鋼板１と、アレスト性能が目標に達していない鋼板２及び３においては、粗大フェライトの粒径の点で、依然として有意の差が存在する。即ち、前述したように、鋼板の表面から板厚方向に板厚の５％までの領域に存在する粗大フェライトが、鋼板のアレスト性能の良否を支配しているのである。このことは、本発明者らが見いだした新規な知見である。
Thus, there is still a significant difference in terms of the grain size of the coarse ferrite between the
そこで、本発明者らは、鋼板面から板厚方向に板厚の５％までの領域における９５％最大値及び９８％最大値と、鋼板のアレスト性能の関係を詳細に調査した。その結果を、図４に示す。９５％最大値が１７μｍを超えると、アレスト性能は目標以下に低下し、また、９８％最大値が２２μｍを超えると、同じく、アレスト性能は目標以下に低下することが解る。 Therefore, the present inventors investigated in detail the relationship between the 95% maximum value and 98% maximum value in the region from the steel plate surface to 5% of the plate thickness in the plate thickness direction, and the arrest performance of the steel plate. The result is shown in FIG. It can be seen that when the 95% maximum value exceeds 17 μm, the arrest performance decreases below the target, and when the 98% maximum value exceeds 22 μm, the arrest performance decreases similarly below the target.
即ち、鋼板表裏面から板厚方向に板厚の５％までの領域において、粒径が１７μｍを超える結晶粒の存在率が５％未満であると、目標とするアレスト性能が得られ、また、粒径が２２μｍを超える結晶粒の存在率が２％未満であると、同様に、目標とするアレスト性能が得られることが解る。 That is, in the region from the front and back surfaces of the steel sheet to 5% of the sheet thickness in the sheet thickness direction, if the abundance of crystal grains having a grain size exceeding 17 μm is less than 5%, the target arrest performance is obtained, It can be seen that when the abundance of crystal grains having a grain size exceeding 22 μm is less than 2%, the desired arrest performance can be obtained.
一般に、結晶粒径が微細であると、次の理由でアレスト性能が向上する。隣接する結晶粒の結晶方位が異なると、亀裂が隣接する結晶粒に伝播するとき、亀裂の伝播方向が変化する。亀裂の伝播方向の変化により、ミクロ組織内に未破断領域が生じ、亀裂伝播応力は分散されて、亀裂閉口応力となる。その結果、ミクロ組織内で亀裂を伝播させる駆動力が低下して、アレスト性能が向上する。 Generally, when the crystal grain size is fine, the arrest performance is improved for the following reason. If the crystal orientations of the adjacent crystal grains are different, the propagation direction of the cracks changes when the crack propagates to the adjacent crystal grains. Due to the change in the propagation direction of the crack, an unbroken region is generated in the microstructure, and the crack propagation stress is dispersed and becomes a crack closing stress. As a result, the driving force for propagating cracks in the microstructure is reduced, and the arrest performance is improved.
また、ミクロ組織内の未破断領域が最終的に延性破壊する際、脆性破壊に要するエネルギーを吸収するので、アレスト性能が向上する。 In addition, when the unbroken region in the microstructure finally undergoes ductile fracture, energy required for brittle fracture is absorbed, so that the arrest performance is improved.
結晶粒が微細で、粗大結晶粒が存在しない鋼板の表層部では、シアリップが形成され易いので、脆性破壊が生じ難い。鋼板表層部の結晶粒を細粒化し、かつ、粗大結晶粒の存在率を小さくすれば、シアリップ領域の形成を促進できる。 In the surface layer portion of a steel plate having fine crystal grains and no coarse crystal grains, a shear lip is easily formed, so that brittle fracture hardly occurs. Formation of the shear lip region can be promoted by reducing the crystal grains in the surface layer portion of the steel sheet and reducing the abundance of coarse crystal grains.
以上の知見に基づいて、本発明鋼板においては、
（y1）鋼板面から板厚方向に板厚の５％までの領域では、粒径が１７μｍを超える結晶粒の存在率を５％未満とし、又は、
（y2）鋼板面から板厚方向に板厚の５％までの領域では、粒径が２２μｍを超える結晶粒の存在率を２％未満とする。
Based on the above knowledge, in the steel sheet of the present invention,
(Y1) In the region from the steel plate surface to 5% of the plate thickness in the plate thickness direction, the abundance of crystal grains having a grain size exceeding 17 μm is less than 5%, or
(Y2) In the region from the steel plate surface to 5% of the plate thickness in the plate thickness direction, the abundance of crystal grains having a grain size exceeding 22 μm is set to less than 2%.
次に、本発明鋼板の要件（y3）及び要件（y4）の技術的意義について説明する。 Next, the technical significance of requirement (y3) and requirement (y4) of the steel sheet of the present invention will be described.
本発明者らは、本発明鋼板の脆性亀裂伝播停止性能に加え、基本的機械特性である耐衝撃性能について調査した。その結果、本発明鋼板は、鋼板の板厚Ｔh（ｍｍ）、板厚中央部のシャルピー破面遷移温度vＴrs（℃）、及び、鋼板面のNDT温度NDT（℃）が、下記式（１）を満たすことが判明した。 The present inventors investigated not only the brittle crack propagation stopping performance of the steel sheet of the present invention but also impact resistance performance, which is a basic mechanical property. As a result, in the steel sheet of the present invention, the plate thickness Th (mm) of the steel plate, the Charpy fracture surface transition temperature vTrs (° C.) at the center of the plate thickness, and the NDT temperature NDT (° C.) of the steel plate surface are expressed by the following formula (1). It turns out to satisfy.
NDT（℃）≦Ａ1−Ｃ・Ｔh−Ｄ・vＴrs ・・・（１）
Ａ1、Ｃ、Ｄは、実験的に定まる係数で、０≦Ａ1≦１６、１．５≦Ｃ≦３．０、０．５≦Ｄ≦１．４である。好ましくは、Ａ1＝６．０３２、Ｃ＝１．９９４、Ｄ＝０．７５２５である。
NDT (° C.) ≦ A 1 −C · Th−D · vTrs (1)
A 1 , C, and D are experimentally determined coefficients, and 0 ≦ A 1 ≦ 16, 1.5 ≦ C ≦ 3.0, and 0.5 ≦ D ≦ 1.4. Preferably, A 1 = 6.032, C = 1.994, and D = 0.7525.
鋼板の板厚Ｔh（ｍｍ）、板厚中央部のシャルピー破面遷移温度vＴrs（℃）、及び、鋼板表面から採取した落重試験片により求めたNDT温度NDT（℃）に、設計温度Ｔe（℃）を加えると、下記式（２）を満たすことが判明した。 The design temperature Te (thickness Th (mm) of the steel plate, the Charpy fracture surface transition temperature vTrs (° C) at the center of the plate thickness, and the NDT temperature NDT (° C) obtained from the drop weight test piece taken from the steel plate surface It was found that the following formula (2) was satisfied when (° C.) was added.
NDT（℃）≦Ａ2＋Ｂ・Ｔe−Ｃ・Ｔh−Ｄ・vＴrs ・・・（２）
Ａ2、Ｂ、Ｃ、Ｄは、実験的に定まる係数で、１２．５≦Ａ2≦３７．５、１．６≦Ｂ≦２．５、１．５≦Ｃ≦３．０、０．５≦Ｄ≦１．４である。好ましくは、Ａ2＝２４．６９、Ｂ＝１．８６５、Ｃ＝１．９９４、Ｄ＝０．７５２５である。
NDT (° C) ≤ A 2 + B · Te-C · Th-D · vTrs (2)
A 2 , B, C, D are experimentally determined coefficients, 12.5 ≦ A 2 ≦ 37.5, 1.6 ≦ B ≦ 2.5, 1.5 ≦ C ≦ 3.0, 0. 5 ≦ D ≦ 1.4. Preferably, A 2 = 24.69, B = 1.865, C = 1.994, and D = 0.7525.
本発明者らの調査によれば、隣接する結晶粒の結晶方位差が１５°未満であると、結晶粒界は脆性亀裂の伝播を阻止する障害となり難い。それ故、鋼板面から板厚方向に板厚の５％までの領域において、隣接する結晶粒の結晶方位差は１５°以上が好ましい。 According to the investigation by the present inventors, when the crystal orientation difference between adjacent crystal grains is less than 15 °, the crystal grain boundary is unlikely to be an obstacle to preventing the propagation of brittle cracks. Therefore, in the region from the steel plate surface to 5% of the plate thickness in the plate thickness direction, the crystal orientation difference between adjacent crystal grains is preferably 15 ° or more.
それ故、本発明鋼板において、目標とするアレスト性能を確実に確保するため、鋼板面から板厚方向に板厚の５％までの領域において、粒径１７μｍ又は２２μｍ以下の結晶粒と、該結晶粒に隣接する結晶粒との結晶方位差を１５°以上とすることが好ましい。 Therefore, in the steel plate of the present invention, in order to ensure the target arrest performance, in the region from the steel plate surface to 5% of the plate thickness in the plate thickness direction, crystal grains having a grain size of 17 μm or 22 μm or less, and the crystal It is preferable that a crystal orientation difference with a crystal grain adjacent to the grain is 15 ° or more.
鋼板面から板厚方向に板厚の５％までの領域以外の板厚中心部を含む領域の結晶粒については、平均結晶径を４０μｍ以下とする。平均結晶粒が４０μｍを超えると、上記板厚中心部を含む領域の靭性が低下して、該領域内における脆性亀裂の伝播が支配的となる。その結果、鋼板表層部に対する破壊駆動力が大きくなって、鋼板表層部にシアリップが形成され難くなる。 For the crystal grains in the region including the central portion of the plate thickness other than the region up to 5% of the plate thickness in the plate thickness direction from the steel plate surface, the average crystal diameter is 40 μm or less. When the average crystal grain exceeds 40 μm, the toughness of the region including the center portion of the plate thickness is lowered, and the propagation of brittle cracks in the region becomes dominant. As a result, the fracture driving force with respect to the steel plate surface layer portion is increased, and it is difficult to form a shear lip on the steel plate surface layer portion.
鋼板が外部応力を受けた際に発生する脆性亀裂は、｛１００｝面の壁開面に沿って伝播するので、外部応力と垂直な面に｛１００｝面が発達していれば、結晶粒径制御によるアレスト性能向上効果が減少することが判明した。 Brittle cracks that occur when a steel sheet is subjected to external stress propagate along the wall opening of the {100} plane, so if the {100} plane develops in a plane perpendicular to the external stress, It was found that the effect of improving the arrest performance by the diameter control decreases.
厚鋼板は、通常、圧延方向に主応力が作用するように鋼構造物に組み込まれることから、鋼板面から板厚方向に板厚の５％までの領域において、圧延方向と垂直な面に対し±１５°の角度をなす｛１００｝面の面積率を３０％以下に抑制すれば、結晶粒径制御によるアレスト性能向上効果は阻害されず、アレスト性能は充分に目標を達成することが判明した。 Thick steel plates are usually incorporated into steel structures so that the main stress acts in the rolling direction, so in the region from the steel plate surface to 5% of the plate thickness in the plate thickness direction, the surface is perpendicular to the rolling direction. It was found that if the area ratio of the {100} plane forming an angle of ± 15 ° is suppressed to 30% or less, the arrest performance improvement effect by controlling the crystal grain size is not hindered, and the arrest performance sufficiently achieves the target. .
また、上記領域以外の板厚中心部を含む領域において、上記｛１００｝面の面積率を１５％以下に抑制すれば、結晶粒径制御によるアレスト性能向上効果は阻害されず、アレスト性能は充分に目標を達成することが判明した。 Further, if the area ratio of the {100} plane is suppressed to 15% or less in a region including the plate thickness center other than the region, the arrest performance improvement effect by controlling the crystal grain size is not hindered, and the arrest performance is sufficient. Turned out to achieve the goal.
｛１００｝面の面積率が、鋼板面から板厚方向に板厚の５％までの領域において３０％以下、及び／又は、該領域以外の板厚中心部を含む領域において１５％以下を満足する鋼板は、−１０℃におけるＫｃａが７０００Ｎ／ｍｍ1.5と高いアレスト性能を示した。また、鋼板の破面に、鋼板表層部において、板厚の約１０％のシアリップが観察された。 The area ratio of the {100} plane satisfies 30% or less in the region from the steel plate surface to 5% of the plate thickness in the plate thickness direction, and / or 15% or less in the region including the plate thickness center other than the region. The steel sheet to be used exhibited a high arrest performance with Kca of 7000 N / mm 1.5 at −10 ° C. Further, a shear lip of about 10% of the plate thickness was observed on the surface of the steel plate on the fracture surface of the steel plate.
｛１００｝面の面積率が小さいほど、アレスト性能は向上するが、極端に小さいと、他の組織が発達しアレスト性能に異方性が生じるので、｛１００｝面の面積率は、鋼板面から板厚方向に板厚の５％までの領域においては５％以上、該領域以外の板厚中心部を含む領域においては３％以上が好ましい。 As the area ratio of the {100} plane is smaller, the arrest performance is improved. However, when the area is extremely small, other structures develop and anisotropy occurs in the arrest performance. Is preferably 5% or more in the region up to 5% of the plate thickness in the plate thickness direction, and 3% or more in the region including the central portion of the plate thickness other than the region.
本発明鋼板のアレスト性能向上効果は、降伏応力が３９０〜５００ＭＰａの鋼板、及び、板厚が４０〜１００ｍｍの鋼板において、顕著に発現する。降伏応力が３９０ＭＰａ未満、又は、５００ＭＰａ超であると、所望の組織及び結晶粒径を得ることが困難である。また、板厚が４０ｍｍ未満、又は、１００ｍｍ超であると、同様に、所望の組織及び結晶粒径を得ることが困難である。 The effect of improving the arrest performance of the steel sheet of the present invention is remarkably exhibited in a steel sheet having a yield stress of 390 to 500 MPa and a steel sheet having a thickness of 40 to 100 mm. When the yield stress is less than 390 MPa or more than 500 MPa, it is difficult to obtain a desired structure and crystal grain size. Similarly, when the plate thickness is less than 40 mm or more than 100 mm, it is difficult to obtain a desired structure and crystal grain size.
次に、本発明鋼板の製造方法について説明する。 Next, the manufacturing method of this invention steel plate is demonstrated.
上記成分組成の溶鋼を、転炉製鋼法等の公知の方法で製造し、連続鋳造等の公知の方法で鋳造する。鋳造時の冷却途中又は冷却後に鋳片を９５０〜１２００℃に加熱し、組織をオーステナイト単相とする。９５０℃未満では、溶体化が不十分であり、１２００℃超では、オーステナイト粒が粗大化して、圧延後に微細組織が得られず靭性が低下する。 Molten steel having the above component composition is produced by a known method such as converter steelmaking, and is cast by a known method such as continuous casting. The slab is heated to 950 to 1200 ° C. during or after cooling at the time of casting to make the structure austenite single phase. If it is less than 950 ° C., the solution is insufficient, and if it exceeds 1200 ° C., the austenite grains become coarse, and a fine structure cannot be obtained after rolling, resulting in a decrease in toughness.
加熱した鋳片に、オーステナイトの細粒化を図るため、９００℃以上で再結晶圧延を施してもよい。９５０〜１２５０℃に加熱した鋳片を、Ａr3〜Ａr3＋１００℃、累積圧下率３０％以上で熱間圧延し、Ａr3−２０℃以上で仕上げ圧延を終了し冷却する。冷却速度は、鋼板面において２５℃／秒以上、鋼板中心部において５℃／秒以上が望ましい。 The heated slab may be subjected to recrystallization rolling at 900 ° C. or higher in order to make austenite finer. The slab heated to 950 to 1250 ° C. is hot-rolled at Ar 3 to Ar 3 + 100 ° C. and a cumulative reduction ratio of 30% or more, and finish rolling is finished at Ar 3 −20 ° C. or more and cooled. The cooling rate is desirably 25 ° C./second or more at the steel plate surface and 5 ° C./second or more at the central portion of the steel plate.
なお、自己焼戻を行うことを目的として、水冷を、５００℃以下から空冷に切り替えてもよい。また、必要に応じて、冷却後に、３００〜６５０℃で焼戻しを行い、鋼板の強度と靭性を調節してもよい。 In addition, for the purpose of performing self-tempering, water cooling may be switched from 500 ° C. or lower to air cooling. Further, if necessary, after cooling, tempering at 300 to 650 ° C. may be performed to adjust the strength and toughness of the steel sheet.
本発明鋼板の製造方法においては、極低温圧延や、複雑な熱処理を必要としないので、本発明鋼板を、高い生産性で、かつ、低コストで製造することができる。また、本発明鋼板の製造方法においては、鋼板内の残留応力を低減できるので、形状矯正に起因したコストの増加を抑制することができる。 In the manufacturing method of the steel sheet of the present invention, since cryogenic rolling and complicated heat treatment are not required, the steel sheet of the present invention can be manufactured with high productivity and at low cost. Moreover, in the manufacturing method of this invention steel plate, since the residual stress in a steel plate can be reduced, the increase in the cost resulting from shape correction can be suppressed.
本発明鋼板の製造方法により、鋼板表層部で、平均粒径１５μｍ以下、鋼板中央部で、平均粒径４０μｍ以下を達成することができるが、９５％最大値（粒径）を１７μｍ以下にするためには、圧延終了温度を厳格に管理する必要がある。 According to the method for producing a steel sheet of the present invention, an average particle diameter of 15 μm or less can be achieved at the steel sheet surface layer portion, and an average particle diameter of 40 μm or less can be achieved at the steel sheet central portion, but the 95% maximum value (particle diameter) should be 17 μm or less. Therefore, it is necessary to strictly control the rolling end temperature.
鋼板面の圧延温度は、圧延中に低下し易い。圧延温度が、フェライト変態温度のＡr3以下になると、局所的にフェライトが生成する。生成したフェライトが圧延により歪を受けると、歪エネルギーにより、フェライトが粒成長し、９５％最大値（粒径）は大きな値となる。 The rolling temperature of the steel sheet surface tends to decrease during rolling. When the rolling temperature is lower than Ar3 of the ferrite transformation temperature, ferrite is locally generated. When the generated ferrite is distorted by rolling, the ferrite grows due to strain energy, and the 95% maximum value (particle diameter) becomes a large value.
圧延温度がＡr3より僅かに低下しても、与える歪が小さければ、フェライトの粒成長は顕著でない。圧延終了温度がＡr3−２０℃になる場合は、Ａr3以下での圧下率を１０％以下とすることが必要である。 Even if the rolling temperature is slightly lower than Ar3, if the applied strain is small, the grain growth of ferrite is not remarkable. When the rolling end temperature is Ar3-20 ° C., it is necessary that the rolling reduction at Ar3 or less is 10% or less.
所要のＮｉを含有する鋼板のベイナイト主体のミクロ組織の結晶粒径を微細化し、さらに、必要に応じ、圧延方向と垂直な面に±１５°で配向した｛１００｝面の面積率を低減することにより、本発明鋼板において、アレスト性能を顕著に向上させることができる。 Refine the crystal grain size of the bainite-based microstructure of the steel sheet containing the required Ni, and if necessary, reduce the area ratio of the {100} plane oriented at ± 15 ° in the plane perpendicular to the rolling direction. Thereby, in this invention steel plate, arrest performance can be improved notably.
そして、降伏応力が３９０〜５００ＭＰａ、板厚が４０〜１００ｍｍの厚鋼板において、アレスト性能を示す−１０℃におけるＫｃａを６０００Ｎ／ｍｍ1.5以上にすることができる。 In a thick steel plate having a yield stress of 390 to 500 MPa and a plate thickness of 40 to 100 mm, Kca at −10 ° C., which shows arrest performance, can be 6000 N / mm 1.5 or more.
次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。 Next, examples of the present invention will be described. The conditions in the examples are one example of conditions used for confirming the feasibility and effects of the present invention, and the present invention is based on this one example of conditions. It is not limited. The present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
（実施例１）
表１に成分組成を示す鋼を通常の方法で鋳片とした。この鋳片を表２に示す条件で、板厚５０〜１００ｍｍの厚鋼板を製造した。この厚鋼板のミクロ組織を観察するとともに、アレスト性能を調査した。結果を表３に示す。
（実施例２）
実施例１で製造した厚鋼板の機械特性を調査した。結果を、アレスト性能とともに、表４に示す。なお、（２）式の右辺の値は、Ａ2＝２４．６９、Ｂ＝１．８６５、Ｃ＝１．９９４、Ｄ＝0．７５２５、設計温度を−１０℃として算出した。
Steel whose component composition is shown in Table 1 was made into a slab by a usual method. A thick steel plate having a thickness of 50 to 100 mm was manufactured under the conditions shown in Table 2 for this slab. While observing the microstructure of this thick steel plate, the arrest performance was investigated. The results are shown in Table 3.
(Example 2)
The mechanical properties of the thick steel plate produced in Example 1 were investigated. The results are shown in Table 4 together with arrest performance. In addition, the value on the right side of the formula (2) was calculated assuming that A 2 = 24.69, B = 1.865, C = 1.994, D = 0.725, and the design temperature was −10 ° C.
前述したように、本発明によれば、ＨＡＺ靭性の劣化がなく、かつ、機械特性の異方性がない、アレスト性能に優れた高強度厚鋼板を低コストで提供することができる。その結果、鋼構造物の建造コストの低減や安全性の向上を図ることが可能となる。よって、本発明は、鋼構造物産業において利用可能性が高いものである。 As described above, according to the present invention, it is possible to provide a high-strength thick steel plate excellent in arrest performance without degradation of HAZ toughness and without anisotropy in mechanical properties at low cost. As a result, it is possible to reduce the construction cost and improve the safety of the steel structure. Therefore, the present invention has high applicability in the steel structure industry.
Claims (14)
（ｘ）ミクロ組織が、ベイナイトを母相とするフェライト及び／又はパーライト組織であり、かつ、
（y1）鋼板面から板厚方向に板厚の５％までの領域では、粒径が１７μｍを超える結晶粒の存在率が５％未満であり、
（ｚ）上記領域以外の板厚中心部を含む領域では、結晶粒の平均粒径が４０μｍ以下である
ことを特徴とする脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。 In mass%, C: 0.03-0.15%, Si: 0.1-0.5%, Mn: 0.5-2.5%, P: 0.02% or less, S: 0.01 %: Al: 0.001-0.10%, Ti: 0.005-0.020%, Ni: 0.15-4.00%, N: 0.001-0.008%, In the high-strength thick steel plate with the balance consisting of iron and inevitable impurities,
(X) the microstructure is a ferrite and / or pearlite structure having bainite as a parent phase, and
(Y1) In the region from the steel plate surface to the plate thickness direction up to 5% of the plate thickness, the abundance of crystal grains having a particle size exceeding 17 μm is less than 5%,
(Z) A high-strength thick steel plate excellent in brittle crack propagation stopping performance, characterized in that the average grain size of crystal grains is 40 μm or less in a region including the thickness center other than the above region.
（ｘ）ミクロ組織が、ベイナイトを母相とするフェライト及び／又はパーライト組織であり、かつ、
（y2）鋼板面から板厚方向に板厚の５％までの領域では、粒径が２２μｍを超える結晶粒の存在率が２％未満であり、
（ｚ）上記領域以外の板厚中心部を含む領域では、結晶粒の平均粒径が４０μｍ以下である
ことを特徴とする脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。 In mass%, C: 0.03-0.15%, Si: 0.1-0.5%, Mn: 0.5-2.5%, P: 0.02% or less, S: 0.01 %: Al: 0.001-0.10%, Ti: 0.005-0.020%, Ni: 0.15-4.00%, N: 0.001-0.008%, In the high-strength steel plate with the balance consisting of iron and inevitable impurities,
(X) the microstructure is a ferrite and / or pearlite structure having bainite as a parent phase, and
(Y2) In the region from the steel plate surface to the plate thickness direction up to 5% of the plate thickness, the abundance of crystal grains having a particle size exceeding 22 μm is less than 2%,
(Z) A high-strength thick steel plate excellent in brittle crack propagation stopping performance, characterized in that the average grain size of crystal grains is 40 μm or less in a region including the thickness center other than the above region.
（y3）上記鋼板の板厚Ｔh（ｍｍ）、板厚中央部のシャルピー破面遷移温度vＴrs（℃）、及び、鋼板面のNDT温度NDT（℃）が、下記式（１）を満たす
ことを特徴とする脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。
NDT（℃）≦Ａ1−Ｃ・Ｔh−Ｄ・vＴrs ・・・（１）
Ａ1、Ｃ、Ｄ：実験的に定まる係数で、
０≦Ａ1≦１６．０
１．５≦Ｃ≦３．０
０．５≦Ｄ≦１．４ In the high-strength thick steel plate excellent in the brittle crack propagation stop performance according to any one of claims 1 to 4,
(Y3) Thickness Th (mm) of the steel sheet, Charpy fracture surface transition temperature vTrs (° C) at the center of the thickness, and NDT temperature NDT (° C) of the steel sheet surface satisfy the following formula (1). High strength thick steel plate with excellent brittle crack propagation stopping performance.
NDT (° C.) ≦ A 1 −C · Th−D · vTrs (1)
A 1 , C, D: coefficients determined experimentally,
0 ≦ A 1 ≦ 16.0
1.5 ≦ C ≦ 3.0
0.5 ≦ D ≦ 1.4
（y4）上記鋼板の板厚Ｔh（ｍｍ）、板厚中央部のシャルピー破面遷移温度vＴrs（℃）、鋼板面のNDT温度NDT（℃）、及び、設計温度Ｔe（℃）が、下記式（２）を満たす
ことを特徴とする脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。
NDT（℃）≦Ａ2＋Ｂ・Ｔe−Ｃ・Ｔh−Ｄ・vＴrs ・・・（２）
Ａ2、Ｂ、Ｃ、Ｄ：実験的に定まる係数で、
１２．５≦Ａ2≦３７．５
１．６≦Ｂ≦２．５
１．５≦Ｃ≦３．０
０．５≦Ｄ≦１．４ In the high-strength thick steel plate excellent in the brittle crack propagation stop performance according to any one of claims 1 to 4,
(Y4) The plate thickness Th (mm) of the steel plate, the Charpy fracture surface transition temperature vTrs (° C) at the center of the plate thickness, the NDT temperature NDT (° C) of the steel plate surface, and the design temperature Te (° C) are as follows: A high-strength thick steel plate excellent in brittle crack propagation stopping performance characterized by satisfying (2).
NDT (° C) ≤ A 2 + B · Te-C · Th-D · vTrs (2)
A 2 , B, C, D: coefficients determined experimentally,
12.5 ≦ A 2 ≦ 37.5
1.6 ≦ B ≦ 2.5
1.5 ≦ C ≦ 3.0
0.5 ≦ D ≦ 1.4
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