JP7364137B1 - Steel plate and its manufacturing method - Google Patents
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Abstract
所定の成分組成とし、鋼板の板厚１／４の深さ位置において、フェライト分率が５～９５％、島状マルテンサイト分率が１～３０％および残部がベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトのうちの１種または２種であり、方位差１５度以上の大角粒界により画定される結晶粒について、円相当径で３０μｍ超の結晶粒の個数密度が２００個／ｍｍ２以下であるミクロ組織とする。With a predetermined composition, at a depth of 1/4 of the thickness of the steel plate, the ferrite fraction is 5 to 95%, the island martensite fraction is 1 to 30%, and the balance is bainite and tempered martensite. For crystal grains defined by large-angle grain boundaries with a misorientation of 15 degrees or more, the microstructure has a number density of 200 grains/mm2 or less with a circular equivalent diameter of more than 30 μm.
Description
本発明は、鋼板およびその製造方法にする。本発明は、特に、高強度かつ低降伏比であり、低温靭性にも優れる、鋼板およびその製造方法に関する。本発明の鋼板は、低温環境下で使用される鋼構造物、例えば、船舶用の液化ガス貯蔵用タンクなどに好適に用いることができる。なお、船舶用の液化ガス貯蔵用タンクなどでは、溶接後の応力除去を、溶接後熱処理に替えて機械的に除去することも認められている。 The present invention provides a steel plate and a method for manufacturing the same. The present invention particularly relates to a steel plate that has high strength, low yield ratio, and excellent low-temperature toughness, and a method for manufacturing the same. The steel plate of the present invention can be suitably used for steel structures used in low-temperature environments, such as liquefied gas storage tanks for ships. In addition, in liquefied gas storage tanks for ships and the like, it is also permitted to mechanically remove stress after welding in place of post-weld heat treatment.
船舶用の液化ガス貯蔵用タンクにおいて、独立型Ｔｙｐｅ－Ｃタンクでかつ設計温度が－１０℃より低い場合、鋼材の溶接後の応力除去が必要である。この応力除去は、通常、ＰＷＨＴ（Post Weld Heat Treatment；溶接後熱処理）により実施される。また、鋼材の降伏比（以下、ＹＲともいう）が０．８以下の場合には、機械的に応力除去することも可能である。しかしながら、タンクが大型化すると、ＰＷＨＴの施工が困難となる。そのため、このような大型のタンクでは、機械的に応力除去することが可能である低降伏比の鋼材を使用することが望まれる。例えば、液化ＣＯ２の大型貯蔵用タンクでは、－５０℃～－７０℃の極低温環境下において優れた靱性を有し、かつ、引張強さ（以下、ＴＳともいう）が６９０ＭＰａ以上である、低降伏比の鋼材の使用が望まれる。In liquefied gas storage tanks for ships, if the tank is an independent Type-C tank and the design temperature is lower than -10°C, it is necessary to remove stress after welding the steel material. This stress relief is usually performed by PWHT (Post Weld Heat Treatment). Furthermore, if the yield ratio (hereinafter also referred to as YR) of the steel material is 0.8 or less, it is also possible to mechanically remove stress. However, as the tank becomes larger, it becomes difficult to construct PWHT. Therefore, in such large tanks, it is desirable to use steel materials with a low yield ratio that can mechanically relieve stress. For example, a large storage tank for liquefied CO2 has excellent toughness in an extremely low temperature environment of -50°C to -70°C, and has a tensile strength (hereinafter also referred to as TS) of 690 MPa or more. It is desirable to use steel with a low yield ratio.
ここで、例えば、特許文献１には、
「高強度の鋼板であって、
重量％で、炭素（Ｃ）：０．０２～０．１２％、マンガン（Ｍｎ）：０．５～２．０％、シリコン（Ｓｉ）：０．０５～０．５％、ニッケル（Ｎｉ）：０．０５～１．０％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．１％、アルミニウム（Ａｌ）：０．００５～０．５％、リン（Ｐ）：０．０１５％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１５％以下、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、
微細組織は面積分率で７０～９０％の超細粒フェライト及び１０～３０％のＭＡ（マルテンサイト／オーステナイト）組織を含み、降伏比（ＹＳ／ＴＳ）が０．８以下であることを特徴とする高強度鋼板。」
が開示されている。Here, for example, in Patent Document 1,
“It is a high-strength steel plate,
In weight%, carbon (C): 0.02 to 0.12%, manganese (Mn): 0.5 to 2.0%, silicon (Si): 0.05 to 0.5%, nickel (Ni) : 0.05-1.0%, Titanium (Ti): 0.005-0.1%, Aluminum (Al): 0.005-0.5%, Phosphorus (P): 0.015% or less, Sulfur (S): 0.015% or less, containing the balance Fe and other unavoidable impurities,
The microstructure includes an area fraction of 70 to 90% ultra-fine ferrite and 10 to 30% MA (martensite/austenite) structure, and is characterized by a yield ratio (YS/TS) of 0.8 or less. High strength steel plate. ”
is disclosed.
特許文献２には、
「Ｃ：０．０２～０．１５％（「質量％」の意味、化学成分組成について以下同じ）、
Ｓｉ：０．１０～０．４０％、
Ｍｎ：１．５～２．５％、
Ｐ ：０．０１２％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．００５％以下（０％を含まない）、
Ｔｉ：０．００５～０．０２％、
Ｎ ：０．００２～０．００６％、および
Ａｌ：０．０２～０．０８％を満足する他、
Ｎｉ：２．５％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）、および
Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種または２種以上を含有し、残部は鉄および不可避不純物からなり、下記（１）式で規定される焼入れ性指数ＤＩが８ｉｎｃｈ以上であると共に、下記（Ａ）、（Ｂ）および（Ｃ）の要件を満足することを特徴とする引張強さ７８０ＭＰａ以上の低降伏比厚肉円形鋼管用鋼板。
ＤＩ（ｉｎｃｈ）＝｛１．１６×（［Ｃ］／１０）１／２｝×（０．７×［Ｓｉ］＋１）×｛５．１×（［Ｍｎ］－１．２）＋５｝×（０．３５×［Ｃｕ］＋１）×（０．３６×［Ｎｉ］＋１）×（２．１６×［Ｃｒ］＋１）×（３×［Ｍｏ］＋１）×（１．７５×［Ｖ］＋１）×（２００×［Ｂ］＋１） …（１）
但し、［Ｃ］，［Ｓｉ］，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｖ］および［Ｂ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，ＶおよびＢの含有量（質量％）を示す。
（Ａ）板厚１／４部位におけるミクロ組織において、ベイナイトが９０面積％以上である、
（Ｂ）板厚１／４部位におけるミクロ組織において、方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれた領域の平均円相当直径ｄが４μｍ以下である、
（Ｃ）板厚１／４部位におけるミクロ組織において、平均円相当直径が０．５～３μｍで、ビッカース硬さＨｖが７００以上の島状マルテンサイトを３～１０面積％で含んでいる。」
が開示されている。In Patent Document 2,
"C: 0.02 to 0.15% (the meaning of "mass%", the same applies below for chemical composition),
Si: 0.10-0.40%,
Mn: 1.5-2.5%,
P: 0.012% or less (not including 0%),
S: 0.005% or less (not including 0%),
Ti: 0.005-0.02%,
In addition to satisfying N: 0.002 to 0.006% and Al: 0.02 to 0.08%,
Ni: 2.5% or less (not including 0%),
Contains one or more selected from the group consisting of Cr: 2.0% or less (excluding 0%), and Mo: 0.5% or less (excluding 0%), with the remainder being iron and Tensile strength consisting of unavoidable impurities, having a hardenability index DI defined by the following formula (1) of 8 inches or more, and satisfying the following requirements (A), (B), and (C). Steel plate for thick-walled circular steel pipes with a low yield ratio of 780 MPa or more.
DI (inch) = {1.16×([C]/10)1/2}×(0.7×[Si]+1)×{5.1×([Mn]-1.2)+5}× (0.35×[Cu]+1)×(0.36×[Ni]+1)×(2.16×[Cr]+1)×(3×[Mo]+1)×(1.75×[V] +1)×(200×[B]+1) …(1)
However, [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V] and [B] are respectively C, Si, Mn, Cu, Ni, The contents (mass%) of Cr, Mo, V and B are shown.
(A) Bainite accounts for 90% or more by area in the microstructure at 1/4 part of the plate thickness;
(B) In the microstructure at 1/4 of the plate thickness, the average equivalent circular diameter d of the region surrounded by large-angle grain boundaries with a misorientation of 15° or more is 4 μm or less;
(C) The microstructure at 1/4 of the plate thickness contains 3 to 10 area % of island-shaped martensite with an average equivalent circle diameter of 0.5 to 3 μm and a Vickers hardness Hv of 700 or more. ”
is disclosed.
特許文献３には、
「質量％で、
Ｃ：０．０３～０．２０％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：０．５～３．０％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．００５～０．１％、および
Ｎ：０．００１５～０．００６５％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
島状マルテンサイトを含むベイナイト、マルテンサイト、およびセメンタイトを含み、
セメンタイトは、ベイナイトおよびマルテンサイトの一方または両方の組織中に含まれており、
ベイナイトとマルテンサイトの合計面積分率が５０．０％以上、９５．０％未満であり、
島状マルテンサイトの面積分率が５～２０％であり、
島状マルテンサイトの平均円相当径が５．０μｍ未満であり、
セメンタイトの面積分率が０％超、５％以下であり、かつ
セメンタイトの平均円相当径が０．５μｍ未満であるミクロ組織を有する、超低降伏比高張力厚鋼板。」
が開示されている。In Patent Document 3,
"In mass %,
C: 0.03-0.20%,
Si: 0.01 to 0.50%,
Mn: 0.5-3.0%,
P: 0.015% or less,
S: 0.0050% or less,
Contains Al: 0.005 to 0.1% and N: 0.0015 to 0.0065%,
The remainder has a component composition consisting of Fe and unavoidable impurities,
Contains bainite, martensite, and cementite, including island martensite,
Cementite is contained in the structure of one or both of bainite and martensite,
The total area fraction of bainite and martensite is 50.0% or more and less than 95.0%,
The area fraction of island martensite is 5 to 20%,
The average equivalent circular diameter of the island-like martensite is less than 5.0 μm,
An ultra-low yield ratio, high-strength thick steel plate having a microstructure in which the area fraction of cementite is more than 0% and 5% or less, and the average equivalent circular diameter of cementite is less than 0.5 μm. ”
is disclosed.
しかしながら、特許文献１に記載の鋼板は、ＴＳが最高でも６２０ＭＰａである。すなわち、特許文献１は、ＴＳ：６９０ＭＰａ以上の鋼板を提供するには到っていない。特許文献２および３に記載の鋼板は、－５０℃～－７０℃といった極低温環境下での靱性（以下、単に低温靭性ともいう）に考慮が払われていない。また、いわゆるニッケル鋼、例えば、９％Ｎｉ鋼では、上記した所望とする特性を実現できる可能性があるものの、材料コストが高くなるという問題がある。 However, the steel plate described in Patent Document 1 has a maximum TS of 620 MPa. That is, Patent Document 1 does not provide a steel plate having a TS of 690 MPa or more. The steel plates described in Patent Documents 2 and 3 do not give consideration to toughness in an extremely low temperature environment such as -50°C to -70°C (hereinafter also simply referred to as low-temperature toughness). In addition, so-called nickel steel, for example, 9% Ni steel, has the possibility of achieving the above-described desired characteristics, but has the problem of high material cost.
そのため、高価なニッケル鋼に替わる、高強度でかつ低降伏比であり、低温靭性にも優れる鋼板、特には、ＴＳ：６９０ＭＰａ以上、ＹＲ：０．８以下および－７０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（以下、ｖＥ－７０℃ともいう）：１００Ｊ以上の鋼板の開発が望まれているのが現状である。Therefore, we are developing a steel plate that has high strength, low yield ratio, and excellent low-temperature toughness to replace expensive nickel steel. , vE (also referred to as -70°C ): 100J or more is currently desired to be developed.
本発明は上記の現状に鑑み開発されたものであって、高強度でかつ低降伏比であり、低温靭性にも優れる鋼板を、その製造方法とともに提供することを目的とする。 The present invention was developed in view of the above-mentioned current situation, and an object of the present invention is to provide a steel plate having high strength, a low yield ratio, and excellent low-temperature toughness, as well as a method for manufacturing the same.
本発明者らは、上記課題を解決するために、鋭意研究を行ったところ、以下の知見を得た。
すなわち、本発明者らは、鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４の深さ位置（以下、鋼板の板厚１／４の深さ位置ともいう）におけるミクロ組織を以下のよう制御することが、所期した特性の向上に有効であることを新規に知見した。
（１）フェライト分率：５～９５％、島状マルテンサイト分率：１～３０％および残部：ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトのうちの１種または２種とする。
（２）方位差１５度以上の大角粒界により画定される結晶粒について、円相当径で３０μｍ超の結晶粒の個数密度を２００個／ｍｍ２以下とする。In order to solve the above problems, the present inventors conducted extensive research and obtained the following findings.
That is, the present inventors determined the microstructure at a depth of 1/4 of the thickness of the steel plate in the thickness direction from the surface of the steel plate (hereinafter also referred to as the depth of 1/4 of the thickness of the steel plate) as follows. We have newly found that controlling is effective in improving the desired characteristics.
(1) Ferrite fraction: 5 to 95%, island martensite fraction: 1 to 30%, and the remainder: one or two of bainite and tempered martensite.
(2) For crystal grains defined by large-angle grain boundaries with a misorientation of 15 degrees or more, the number density of crystal grains with an equivalent circle diameter of more than 30 μm is 200 particles/mm 2 or less.
ここで、フェライトは、ベイナイトやマルテンサイトをＡｃ１点以上の温度に熱処理しても逆変態せずに残存し、元のラス状組織を引き継いだＢＣＣ相ともいえる。この比較的軟質なフェライト相を５～９５％とし、島状マルテンサイトを微細分散させることにより、低降伏比を達成できる。Here, even if bainite or martensite is heat-treated to a temperature above the A c1 point, ferrite remains without undergoing reverse transformation, and can be said to be a BCC phase that has inherited the original lath-like structure. By making this relatively soft ferrite phase 5 to 95% and finely dispersing island martensite, a low yield ratio can be achieved.
また、特に、－５０℃～－７０℃の極低温環境下での靭性は、粗大な結晶粒、特には、方位差１５度以上の大角粒界により画定される結晶粒のうち、円相当径で３０μｍ超の結晶粒の個数密度に大きく影響を受ける。この点、上記（１）のように、フェライトおよび島状マルテンサイト以外の残部をベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトのうちの１種または２種により構成し、さらに、上記（２）のように、鋼板の板厚１／４の深さ位置におけるミクロ組織を制御することにより、所望の低温靭性を達成できる。 In particular, the toughness in an extremely low temperature environment of -50°C to -70°C is determined by the roughness of coarse grains, especially grains defined by large-angle grain boundaries with a misorientation of 15 degrees or more. is greatly affected by the number density of crystal grains larger than 30 μm. In this respect, as in (1) above, the remainder other than ferrite and island martensite is composed of one or two of bainite and tempered martensite, and further, as in (2) above, the steel sheet Desired low-temperature toughness can be achieved by controlling the microstructure at a depth of 1/4 of the plate thickness.
加えて、上記のミクロ組織を得るためには、成分組成を適正に調製したうえで、製造条件を適切に制御する、特に、上記（２）のようにミクロ組織を制御するためには、
・第１加熱工程の熱処理炉での在炉時間、
・熱間圧延工程での最終圧延終了温度、
・焼入れ工程での所定温度域の平均冷却速度および冷却終了温度、ならびに
・冷却工程での所定温度域の平均冷却速度および冷却終了温度
を同時に適切な範囲に制御することが重要である。In addition, in order to obtain the above microstructure, the component composition must be properly prepared and the manufacturing conditions should be appropriately controlled. In particular, in order to control the microstructure as described in (2) above,
・Furnace time in the heat treatment furnace in the first heating process,
・Final rolling end temperature in the hot rolling process,
It is important to simultaneously control the average cooling rate and cooling end temperature in a predetermined temperature range in the quenching process and the average cooling rate and cooling end temperature in a predetermined temperature range in the cooling process to an appropriate range.
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。 The present invention was completed based on the above findings and further studies.
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：０．０２％以上０．１５％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上０．５０％以下、
Ｍｎ：０．０５％以上２．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以上５．００％未満、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００５０％以下および
Ｎ：０．００１０％以上０．００８０％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である、成分組成を有し、
鋼板の板厚１／４の深さ位置において、
フェライト分率が５～９５％、
島状マルテンサイト分率が１～３０％および
残部がベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトのうちの１種または２種
であり、
方位差１５度以上の大角粒界により画定される結晶粒について、円相当径で３０μｍ超の結晶粒の個数密度が２００個／ｍｍ２以下である、ミクロ組織を有する、鋼板。That is, the gist of the present invention is as follows.
1. In mass%,
C: 0.02% or more and 0.15% or less,
Si: 0.01% or more and 0.50% or less,
Mn: 0.05% or more and 2.50% or less,
Ni: 0.50% or more and less than 5.00%,
P: 0.03% or less,
S: 0.0050% or less and N: 0.0010% or more and 0.0080% or less, the remainder being Fe and inevitable impurities,
At the depth position of 1/4 of the thickness of the steel plate,
Ferrite fraction is 5-95%,
The fraction of island martensite is 1 to 30%, and the remainder is one or two of bainite and tempered martensite,
A steel plate having a microstructure in which the number density of crystal grains with a circular equivalent diameter of more than 30 μm is 200 pieces/mm 2 or less for crystal grains defined by large-angle grain boundaries with a misorientation of 15 degrees or more.
２．前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｒ：２．００％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ａｌ：０．１００％以下、
Ｃｕ：２．０％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｖ：０．０５％以下、
Ｔｉ：０．０３％以下および
Ｂ：０．００３０％以下
から選択される１種以上を含有する、前記１に記載の鋼板。2. The component composition further includes, in mass%,
Cr: 2.00% or less,
Mo: 1.0% or less,
Al: 0.100% or less,
Cu: 2.0% or less,
Nb: 0.1% or less,
V: 0.05% or less,
The steel plate according to 1 above, containing one or more selected from Ti: 0.03% or less and B: 0.0030% or less.
３．前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．００７％以下、
ＲＥＭ：０．０１０％以下および
Ｍｇ：０．００７％以下
から選択される１種以上を含有する、前記１または２に記載の鋼板。3. The component composition further includes, in mass%,
Ca: 0.007% or less,
The steel plate according to 1 or 2 above, containing one or more selected from REM: 0.010% or less and Mg: 0.007% or less.
４．前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｒ：２．００％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ａｌ：０．１００％以下、
Ｃｕ：２．０％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｖ：０．０５％以下、
Ｂ：０．００３０％以下、
Ｃａ：０．００７％以下、
ＲＥＭ：０．０１０％以下および
Ｍｇ：０．００７％以下
から選択される１種以上を含有する、前記１に記載の鋼板。4. The component composition further includes, in mass%,
Cr: 2.00% or less,
Mo: 1.0% or less,
Al: 0.100% or less,
Cu: 2.0% or less,
Nb: 0.1% or less,
V: 0.05% or less,
B: 0.0030% or less,
Ca: 0.007% or less,
The steel plate according to 1 above, containing one or more selected from REM: 0.010% or less and Mg: 0.007% or less.
５．前記１、２、３または４に記載の成分組成を有する鋼素材を、熱処理炉において加熱する、第１加熱工程と、
ついで、前記鋼素材を熱間圧延して熱延鋼板とする、熱間圧延工程と、
ついで、前記熱延鋼板に焼入れを行う、焼入れ工程と、
ついで、前記熱延鋼板を加熱する、第２加熱工程と、
ついで、前記熱延鋼板を冷却する、冷却工程と、をそなえ、
前記第１加熱工程では、
前記熱処理炉での均熱温度：９００℃以上１２５０℃以下および
前記熱処理炉での在炉時間：６００分以下
であり、
前記熱間圧延工程では、前記熱延鋼板の表面で、
仕上げ温度：１０００℃以下７００℃以上
であり、
前記焼入れ工程では、前記熱延鋼板の板厚１／４の深さ位置で、
６００℃～３００℃の温度域での平均冷却速度：３℃／ｓ以上および
冷却終了温度：３００℃以下
であり、
前記第２加熱工程では、前記熱延鋼板の板厚１／４の深さ位置で、
加熱温度：ＡＣ１点以上ＡＣ３点未満
であり、
前記冷却工程では、前記熱延鋼板の板厚１／４の深さ位置で、
７００℃～５００℃の温度域での平均冷却速度：３℃／ｓ以上および
冷却終了温度：５００℃以下２００℃以上
である、鋼板の製造方法。5. A first heating step of heating a steel material having the composition described in 1, 2, 3 or 4 above in a heat treatment furnace;
Then, a hot rolling step of hot rolling the steel material into a hot rolled steel plate;
Then, a quenching step of quenching the hot rolled steel sheet;
Then, a second heating step of heating the hot rolled steel plate;
Then, a cooling step of cooling the hot rolled steel sheet,
In the first heating step,
Soaking temperature in the heat treatment furnace: 900°C or more and 1250°C or less; Furnace time in the heat treatment furnace: 600 minutes or less,
In the hot rolling process, on the surface of the hot rolled steel plate,
Finishing temperature: 1000℃ or less and 700℃ or more,
In the quenching process, at a depth position of 1/4 of the thickness of the hot rolled steel plate,
Average cooling rate in the temperature range of 600°C to 300°C: 3°C/s or more and cooling end temperature: 300°C or less,
In the second heating step, at a depth position of 1/4 of the thickness of the hot rolled steel plate,
Heating temperature: A C1 point or more and A C3 point or more,
In the cooling process, at a depth position of 1/4 of the thickness of the hot rolled steel plate,
A method for producing a steel plate, wherein the average cooling rate in the temperature range of 700°C to 500°C is 3°C/s or more, and the cooling end temperature is 500°C or lower and 200°C or higher.
本発明によれば、高価なニッケル鋼に替わる、高強度でかつ低降伏比であり、低温靭性にも優れる鋼板、具体的には、ＴＳ：６９０ＭＰａ以上、ＹＲ：０．８以下およびｖＥ－７０℃：１００Ｊ以上の鋼板が得られる。また、本発明の鋼板は、低温環境下で使用される鋼構造物、例えば、船舶用をはじめとする液化ＣＯ２タンクやＬＰＧタンクなどの大型の液化ガス貯蔵用タンクに使用することができ、ニッケル鋼を使用する場合と比べて、製造コストを大幅に削減できる。そのため、本発明は、産業上格段の効果をもたらす。According to the present invention, a steel plate that has high strength, low yield ratio, and excellent low-temperature toughness can replace expensive nickel steel, specifically, TS: 690 MPa or more, YR: 0.8 or less, and vE -70. °C : A steel plate of 100J or more can be obtained. Further, the steel sheet of the present invention can be used for steel structures used in low-temperature environments, for example, large liquefied gas storage tanks such as liquefied CO 2 tanks and LPG tanks for ships, Manufacturing costs can be significantly reduced compared to using nickel steel. Therefore, the present invention brings about significant industrial effects.
（１）鋼板
以下、本発明の一実施形態に従う鋼板について具体的に説明する。なお、以下の説明は、本発明の好適な実施形態を示すものであって、本発明はこれに限定されない。(1) Steel Plate Hereinafter, a steel plate according to an embodiment of the present invention will be specifically described. Note that the following description shows preferred embodiments of the present invention, and the present invention is not limited thereto.
［成分組成］
本発明の一実施形態に従う鋼板の成分組成について、説明する。また、本発明の一実施形態に従う鋼板の製造方法で用いる鋼素材も、以下の成分組成を有することが好ましい。なお、特に断らない限り、本明細書において、各元素の含有量の単位としての「％」は「質量％」を意味する。[Component composition]
The composition of the steel plate according to one embodiment of the present invention will be explained. Moreover, it is preferable that the steel material used in the method for manufacturing a steel plate according to an embodiment of the present invention also has the following composition. In addition, unless otherwise specified, in this specification, "%" as a unit of content of each element means "mass %".
Ｃ：０．０２％以上０．１５％以下
Ｃは、鋼板の強度を向上させる効果を有する元素である。この効果を得るために、Ｃ含有量は０．０２％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｃ含有量が０．１５％を超えると、鋼板の島状マルテンサイト量が過剰となり、低温靭性が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．１５％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１２％以下である。C: 0.02% or more and 0.15% or less C is an element that has the effect of improving the strength of the steel plate. In order to obtain this effect, the C content is set to 0.02% or more. The C content is preferably 0.03% or more. On the other hand, when the C content exceeds 0.15%, the amount of island-shaped martensite in the steel sheet becomes excessive and low-temperature toughness decreases. Therefore, the C content is set to 0.15% or less. The C content is preferably 0.12% or less.
Ｓｉ：０．０１％以上０．５０％以下
Ｓｉは、脱酸剤としての作用を有する元素である。この効果を発現させるために、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｓｉ含有量が過剰になると、靭性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．３０％以下である。Si: 0.01% or more and 0.50% or less Si is an element that acts as a deoxidizing agent. In order to exhibit this effect, the Si content is set to 0.01% or more. The Si content is preferably 0.03% or more. On the other hand, when the Si content becomes excessive, toughness decreases. Therefore, the Si content is set to 0.50% or less. The Si content is preferably 0.30% or less.
Ｍｎ：０．０５％以上２．５０％以下
Ｍｎは、鋼の焼き入れ性を高め、鋼板の高強度化に有効な元素である。この効果を得るため、Ｍｎ含有量は０．０５％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が２．５０％を超えると、靭性を劣化させる。そのため、Ｍｎ含有量は２．５０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．００％以下である。Mn: 0.05% or more and 2.50% or less Mn is an element that is effective in improving the hardenability of steel and increasing the strength of steel sheets. In order to obtain this effect, the Mn content is set to 0.05% or more. The Mn content is preferably 0.10% or more. On the other hand, when the Mn content exceeds 2.50%, toughness is deteriorated. Therefore, the Mn content is set to 2.50% or less. The Mn content is preferably 2.00% or less.
Ｎｉ：０．５０％以上５．００％未満
Ｎｉは、鋼板の低温靭性の向上に有効な元素である。そのため、Ｎｉ含有量は０．５０％以上とする。一方で、Ｎｉは高価な元素である。そのため、Ｎｉ含有量が高くなるにつれて、鋼板コストが高騰する。したがって、Ｎｉ含有量は５．００％未満とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．８０％以上である。また、Ｎｉ含有量は、好ましくは３．５０％以下である。Ni: 0.50% or more and less than 5.00% Ni is an element effective in improving the low-temperature toughness of steel sheets. Therefore, the Ni content is set to 0.50% or more. On the other hand, Ni is an expensive element. Therefore, as the Ni content increases, the steel plate cost increases. Therefore, the Ni content should be less than 5.00%. Ni content is preferably 0.80% or more. Further, the Ni content is preferably 3.50% or less.
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、不可避的不純物であり、鋼板の低温靭性に悪影響を及ぼす有害な元素である。例えば、鋼板を溶接する際に健全な母材および溶接継手を得るためには、Ｐを可能な限り低減することが好ましい。そのため、Ｐ含有量は０．０３％以下とする。また、低温靭性の向上の観点からは、Ｐ含有量は低ければ低いほどよい。そのため、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。ただし、Ｐが不可避不純物として含有することは許容される。また、Ｐの過度の低減は、コスト増の原因となる。そのため、コストの観点からは、Ｐ含有量は０．００１％以上が好ましい。P: 0.03% or less P is an unavoidable impurity and a harmful element that adversely affects the low-temperature toughness of the steel plate. For example, in order to obtain a healthy base metal and welded joint when welding steel plates, it is preferable to reduce P as much as possible. Therefore, the P content is set to 0.03% or less. Furthermore, from the viewpoint of improving low-temperature toughness, the lower the P content, the better. Therefore, the lower limit of the P content is not particularly limited and may be 0%. However, it is permissible for P to be included as an unavoidable impurity. Moreover, excessive reduction in P causes an increase in cost. Therefore, from the viewpoint of cost, the P content is preferably 0.001% or more.
Ｓ：０．００５０％以下
Ｓは、鋼中でＭｎＳを形成し、低温靭性を大きく劣化させる。そのため、Ｓ含有量は０．００５０％を上限とし、Ｓを可能なかぎり低減することが望ましい。Ｓ含有量は、好ましくは０．００２０％以下である。また、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。そのため、Ｓ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。ただし、Ｓが不可避不純物として含有することは許容される。また、Ｓの過度の低減は、コスト増の原因となる。そのため、コストの観点からは、Ｓ含有量は０．０００１％以上が好ましい。S: 0.0050% or less S forms MnS in steel and greatly deteriorates low-temperature toughness. Therefore, it is desirable that the upper limit of the S content be 0.0050% and that S be reduced as much as possible. The S content is preferably 0.0020% or less. Further, the lower the S content, the better. Therefore, the lower limit of the S content is not particularly limited and may be 0%. However, it is permissible for S to be contained as an unavoidable impurity. Moreover, excessive reduction in S causes an increase in cost. Therefore, from the viewpoint of cost, the S content is preferably 0.0001% or more.
Ｎ：０．００１０％以上０．００８０％以下
Ｎは、鋼中で析出物を形成する。特に、Ｎ含有量が０．００８０％を超えると、母材の靭性低下の原因となる。ただし、Ｎは、ＡｌＮを形成することにより、母材の細粒化に寄与する元素でもある。このような効果は、Ｎ含有量を０．００１０％以上とすることにより得られる。したがって、Ｎ含有量は０．００１０％以上０．００８０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００２０％以上である。Ｎ含有量は、好ましくは０．００６０％以下である。N: 0.0010% or more and 0.0080% or less N forms precipitates in steel. In particular, when the N content exceeds 0.0080%, it causes a decrease in the toughness of the base material. However, N is also an element that contributes to grain refinement of the base material by forming AlN. Such effects can be obtained by setting the N content to 0.0010% or more. Therefore, the N content is set to 0.0010% or more and 0.0080% or less. The N content is preferably 0.0020% or more. The N content is preferably 0.0060% or less.
本本発明の一実施形態に従う鋼板の成分組成は、上記した所定量の元素に加え、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるものとすることができる。 The composition of the steel sheet according to an embodiment of the present invention may be such that, in addition to the above-mentioned predetermined amount of the elements, the remainder consists of Fe and unavoidable impurities.
また、本発明の他の実施形態においては、上記成分組成が、任意に、
Ｃｒ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｖ、ＴｉおよびＢから選択される１種以上、ならびに、
Ｃａ、ＲＥＭおよびＭｇから選択される１種以上
のうちの一方または両方を、好ましくは以下に記す量でさらに含有することができる。
また、本発明の他の実施形態においては、上記成分組成が、任意に、
Ｃｒ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭおよびＭｇから選択される１種以上を、好ましくは以下に記す量でさらに含有することができる。Moreover, in other embodiments of the present invention, the above component composition optionally includes:
one or more selected from Cr, Mo, Al, Cu, Nb, V, Ti and B, and
One or both of one or more selected from Ca, REM and Mg can be further contained, preferably in the amounts described below.
Moreover, in other embodiments of the present invention, the above component composition optionally includes:
It can further contain one or more selected from Cr, Mo, Al, Cu, Nb, V, B, Ca, REM, and Mg, preferably in the amounts described below.
Ｃｒ：２．００％以下
Ｃｒは、低温靭性を大きく損なうことなく、鋼板の強度を向上させる元素である。上記の効果を得るには、Ｃｒ含有量は０．０１％以上が好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．３０％以上である。しかし、Ｃｒ含有量が２．００％を超えると、鋼板の低温靭性が低下するおそれがある。そのため、Ｃｒを含有させる場合、その含有量は２．００％以下が好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．８０％以下である。Cr: 2.00% or less Cr is an element that improves the strength of the steel sheet without significantly impairing the low-temperature toughness. In order to obtain the above effects, the Cr content is preferably 0.01% or more. The Cr content is more preferably 0.30% or more. However, if the Cr content exceeds 2.00%, the low-temperature toughness of the steel plate may deteriorate. Therefore, when Cr is contained, the content is preferably 2.00% or less. The Cr content is more preferably 0.80% or less.
Ｍｏ：１．０％以下
Ｍｏは、鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望の強度に応じて任意に含有させることができる。しかし、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると、靭性が劣化するおそれがある。そのため、Ｍｏを含有させる場合、その含有量は１．０％以下が好ましい。なお、Ｍｏによる強度向上効果を得るという観点からは、Ｍｏ含有量は０．０１％以上が好ましい。Mo: 1.0% or less Mo is an element that contributes to improving the strength of steel, and can be contained arbitrarily depending on the desired strength. However, if the Mo content exceeds 1.0%, the toughness may deteriorate. Therefore, when Mo is contained, the content is preferably 1.0% or less. Note that from the viewpoint of obtaining the strength-improving effect of Mo, the Mo content is preferably 0.01% or more.
Ａｌ：０．１００％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であり、高張力鋼の溶鋼脱酸プロセスにおいて汎用的に使用される。上記の効果を得るには、Ａｌ含有量は０．００１％以上が好ましい。Ａｌ含有量は、０．０１０％以上がより好ましい。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、母材の靭性が低下するおそれがある。そのため、Ａｌを含有させる場合、その含有量は０．１００％以下が好ましい。Ａｌ含有量は、０．０７０％以下がより好ましい。Al: 0.100% or less Al is an element that acts as a deoxidizing agent, and is commonly used in the deoxidizing process of molten high-strength steel. In order to obtain the above effects, the Al content is preferably 0.001% or more. The Al content is more preferably 0.010% or more. On the other hand, if the Al content exceeds 0.100%, the toughness of the base material may decrease. Therefore, when containing Al, the content is preferably 0.100% or less. The Al content is more preferably 0.070% or less.
Ｃｕ：２．０％以下
Ｃｕは、高靭性を保ちつつ、強度を増加させることが可能な元素であり、所望の強度に応じて任意に含有させることができる。しかし、Ｃｕ含有量が２．０％を超えると、熱間脆性を生じて鋼板の表面性状が劣化するおそれがある。そのため、Ｃｕを含有させる場合、その含有量は２．０％以下が好ましい。Ｃｕ含有量は１．０％以下がより好ましい。なお、上記の効果を得るために、Ｃｕ含有量は０．０１％以上が好ましい。Ｃｕ含有量は、０．１０％以上がより好ましく、０．２０％以上がさらに好ましい。Cu: 2.0% or less Cu is an element that can increase strength while maintaining high toughness, and can be contained arbitrarily depending on the desired strength. However, if the Cu content exceeds 2.0%, hot embrittlement may occur and the surface quality of the steel sheet may deteriorate. Therefore, when Cu is contained, the content is preferably 2.0% or less. The Cu content is more preferably 1.0% or less. Note that in order to obtain the above effects, the Cu content is preferably 0.01% or more. The Cu content is more preferably 0.10% or more, and even more preferably 0.20% or more.
Ｎｂ：０．１％以下
Ｎｂは、鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望の強度に応じて任意に含有させることができる。しかし、Ｎｂ含有量が０．１％を超えると、母材靭性が劣化するおそれがある。そのため、Ｎｂを含有させる場合、その含有量は０．１％以下が好ましい。なお、Ｎｂによる強度向上効果を得るという観点からは、Ｎｂ含有量は０．００５％以上が好ましい。Nb: 0.1% or less Nb is an element that contributes to improving the strength of steel, and can be contained arbitrarily depending on the desired strength. However, if the Nb content exceeds 0.1%, the toughness of the base material may deteriorate. Therefore, when Nb is contained, the content is preferably 0.1% or less. Note that, from the viewpoint of obtaining the strength-improving effect of Nb, the Nb content is preferably 0.005% or more.
Ｖ：０．０５％以下
Ｖは、析出強化により鋼板の強度を高めるのに有効な元素である。しかし、Ｖ含有量が過剰になると、鋼板の低温靭性が低下するおそれがある。そのため、Ｖを含有させる場合、その含有量は０．０５％以下が好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．０４％以下である。Ｖ含有量の下限は、特に限定されない。また、上記の効果を得るには、Ｖ含有量は０．０１０％以上が好ましい。V: 0.05% or less V is an effective element for increasing the strength of steel sheets through precipitation strengthening. However, when the V content becomes excessive, there is a possibility that the low-temperature toughness of the steel plate decreases. Therefore, when V is contained, the content is preferably 0.05% or less. The V content is more preferably 0.04% or less. The lower limit of the V content is not particularly limited. Further, in order to obtain the above effects, the V content is preferably 0.010% or more.
Ｔｉ：０．０３％以下
Ｔｉは、鋼板を溶接する際、母材の機械的特性を低下させることなく溶接部の靭性を高める効果を有する元素である。そのためには、Ｔｉ含有量は０．００３％以上が好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．０３％を超えると、かえって靭性を低下させるおそれがある。そのため、Ｔｉを含有させる場合、その含有量は０．０３％以下が好ましい。Ti: 0.03% or less Ti is an element that has the effect of increasing the toughness of the welded part when welding steel plates without reducing the mechanical properties of the base material. For this purpose, the Ti content is preferably 0.003% or more. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.03%, the toughness may be reduced instead. Therefore, when containing Ti, the content is preferably 0.03% or less.
Ｂ：０．００３０％以下
Ｂは、微量添加で焼入れ性を高める元素である。この効果を有効に発現させるためには、Ｂ含有量は０．０００３％以上が好ましい。一方、Ｂ含有量が０．００３０％を超えると、靭性が劣化するおそれがある。そのため、Ｂを含有させる場合、その含有量は０．００３０％以下が好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００２５％未満である。B: 0.0030% or less B is an element that improves hardenability when added in a small amount. In order to effectively exhibit this effect, the B content is preferably 0.0003% or more. On the other hand, if the B content exceeds 0.0030%, the toughness may deteriorate. Therefore, when B is contained, the content is preferably 0.0030% or less. The B content is more preferably less than 0.0025%.
Ｃａ：０．００７％以下
Ｃａは、鋼中の介在物の形態を制御することにより、鋼板の低温靭性を向上させる効果を有する元素である。しかし、Ｃａが過剰になると、鋼の清浄性を損なって、低温靭性、特に低温でのシャルピー吸収エネルギーを低下させるおそれがある。そのため、Ｃａを含有させる場合、その含有量は０．００７％以下が好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．００４％以下である。一方、Ｃａ含有量の下限は特に限定されない。上記の効果を得るには、Ｃａ含有量は０．００１％以上が好ましい。Ca: 0.007% or less Ca is an element that has the effect of improving the low-temperature toughness of the steel plate by controlling the form of inclusions in the steel. However, when Ca is excessive, the cleanliness of the steel may be impaired and the low-temperature toughness, particularly the Charpy absorbed energy at low temperatures, may be reduced. Therefore, when Ca is contained, the content is preferably 0.007% or less. The Ca content is more preferably 0.004% or less. On the other hand, the lower limit of the Ca content is not particularly limited. In order to obtain the above effects, the Ca content is preferably 0.001% or more.
ＲＥＭ：０．０１０％以下
ＲＥＭ（希土類金属）は、Ｃａ同様、鋼中の介在物の形態を制御することにより、鋼板の低温靭性を向上させる効果を有する元素である。しかし、ＲＥＭが過剰になると、鋼の清浄性を損ない、低温靭性、特に低温でのシャルピー吸収エネルギーが低下するおそれがある。そのため、ＲＥＭを含有させる場合、その含有量は０．０１０％以下が好ましい。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．００８％以下である。一方、ＲＥＭ含有量の下限は特に限定されない。上記の効果を得るには、ＲＥＭ含有量は０．００１％以上が好ましい。
ここで、ＲＥＭとは、ランタノイドの１５元素にＹおよびＳｃを合わせた１７元素の総称である。また、これらの１７元素を、単独でまたは組み合わせて含有させることができる。なお、ＲＥＭ含有量は、これらの１７元素の合計含有量を意味する。REM: 0.010% or less REM (rare earth metal), like Ca, is an element that has the effect of improving the low-temperature toughness of a steel sheet by controlling the form of inclusions in steel. However, when REM becomes excessive, the cleanliness of the steel may be impaired and the low-temperature toughness, particularly the Charpy absorbed energy at low temperatures, may be reduced. Therefore, when REM is contained, the content is preferably 0.010% or less. The REM content is more preferably 0.008% or less. On the other hand, the lower limit of the REM content is not particularly limited. In order to obtain the above effects, the REM content is preferably 0.001% or more.
Here, REM is a general term for 17 elements including 15 elements of lanthanoids plus Y and Sc. Further, these 17 elements can be contained alone or in combination. Note that the REM content means the total content of these 17 elements.
Ｍｇ：０．００７％以下
Ｍｇは、ＣａやＲＥＭ同様、鋼中の介在物の形態を制御することにより、鋼板の低温靭性を向上させる効果を有する元素である。しかし、Ｍｇが過剰になると、鋼の清浄性を損ない、低温靭性、特に低温でのシャルピー吸収エネルギーが低下するおそれがある。そのため、Ｍｇを含有させる場合、その含有量は０．００７％以下が好ましい。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．００４％以下である。一方、Ｍｇ含有量の下限は特に限定されない。上記の効果を得るには、Ｍｇ含有量は０．００１％以上が好ましい。Mg: 0.007% or less Mg, like Ca and REM, is an element that has the effect of improving the low-temperature toughness of the steel sheet by controlling the form of inclusions in the steel. However, when Mg becomes excessive, the cleanliness of the steel may be impaired and the low-temperature toughness, particularly the Charpy absorbed energy at low temperatures, may be reduced. Therefore, when Mg is contained, the content is preferably 0.007% or less. The Mg content is more preferably 0.004% or less. On the other hand, the lower limit of the Mg content is not particularly limited. In order to obtain the above effects, the Mg content is preferably 0.001% or more.
［ミクロ組織］
次に、本発明の一実施形態に従う鋼板のミクロ組織について、説明する。なお、ミクロ組織は、後述するように、鋼板の板厚１／４の深さ位置で測定する。[Microstructure]
Next, the microstructure of a steel plate according to an embodiment of the present invention will be explained. Note that the microstructure is measured at a depth of 1/4 of the thickness of the steel plate, as described later.
フェライト分率：５～９５％
本発明の一実施形態に従う鋼板は、フェライト分率が５～９５％、島状マルテンサイト分率が１～３０％、残部がベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの１種または２種である相構成を有する。ここで、フェライト分率が５％未満の場合、所望とする降伏比が得られない。一方、フェライト分率が９５％超の場合、島状マルテンサイトなど硬質相の分率が低くなり、やはり所望とする降伏比が得られない。そのため、フェライト分率は、５～９５％とする。フェライト分率は、好ましくは１０％以上、より好ましくは１５％以上である。また、フェライト分率は、好ましくは９０％以下、より好ましくは８５％以下である。Ferrite fraction: 5-95%
The steel sheet according to an embodiment of the present invention has a phase composition in which the ferrite fraction is 5 to 95%, the island martensite fraction is 1 to 30%, and the remainder is one or two of bainite and tempered martensite. . Here, if the ferrite fraction is less than 5%, the desired yield ratio cannot be obtained. On the other hand, when the ferrite fraction exceeds 95%, the fraction of hard phases such as island martensite becomes low, and the desired yield ratio cannot be obtained. Therefore, the ferrite fraction is set to 5 to 95%. The ferrite fraction is preferably 10% or more, more preferably 15% or more. Further, the ferrite fraction is preferably 90% or less, more preferably 85% or less.
島状マルテンサイト分率：１～３０％
また、島状マルテンサイト分率が１％未満の場合、所望とする降伏比が得られない。一方、島状マルテンサイト分率が３０％超の場合、低温靭性が低下する。そのため、島状マルテンサイト分率は、１～３０％とする。島状マルテンサイト分率は、好ましくは２％以上、より好ましくは３％以上である。また、島状マルテンサイト分率は、好ましくは２８％以下、より好ましくは２６％以下である。Island martensite fraction: 1-30%
Further, if the island martensite fraction is less than 1%, the desired yield ratio cannot be obtained. On the other hand, when the island martensite fraction exceeds 30%, low-temperature toughness decreases. Therefore, the island martensite fraction is set to 1 to 30%. The island martensite fraction is preferably 2% or more, more preferably 3% or more. Further, the island martensite fraction is preferably 28% or less, more preferably 26% or less.
残部：ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの１種または２種
フェライトおよび島状マルテンサイト以外の残部が、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトのうちの１種または２種でない場合、例えば、焼入れままのマルテンサイト（以下、単に、マルテンサイトともいう）の場合、所望の低温靭性が得られない。そのため、フェライトおよび島状マルテンサイト以外の残部は、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトのうちの１種または２種とする。Remainder: one or two of bainite and tempered martensite If the remainder other than ferrite and island martensite is not one or two of bainite and tempered martensite, for example, as-quenched martensite (hereinafter referred to as (simply referred to as martensite), the desired low-temperature toughness cannot be obtained. Therefore, the remainder other than ferrite and island martensite is one or two of bainite and tempered martensite.
なお、各相の分率は、後述する実施例に記載する要領により、測定することができる。ここでいう各相の分率とは、組織全体に対して各相が占める面積割合（面積率）である。 In addition, the fraction of each phase can be measured according to the procedure described in Examples described later. The fraction of each phase here refers to the area ratio (area ratio) that each phase occupies with respect to the entire tissue.
円相当径で３０μｍ超の結晶粒の個数密度：２００個／ｍｍ２以下
上述したように、－５０℃～－７０℃の極低温環境下での靭性は、粗大な結晶粒、特には、円相当径で３０μｍ超の結晶粒（以下、粗大結晶粒ともいう）の数に大きく影響を受ける。特に、粗大結晶粒の数を低減することにより、低温靭性が大幅に向上する。そのため、粗大結晶粒の個数密度は２００個／ｍｍ２以下とする。これにより、所望の低温靭性を実現することが可能となる。粗大結晶粒の個数密度は、好ましくは１５０個／ｍｍ２以下である。粗大結晶粒の個数密度の下限は特に限定されるものではなく、０個／ｍｍ２であってもよい。ただし、工業的に実施する観点からは、粗大結晶粒の個数密度は１０個／ｍｍ２以上が好ましい。また、ここでいう結晶粒は、方位差１５度以上の大角粒界により画定される結晶粒である（方位差１５度以上の大角粒界に囲まれる各領域を、各結晶粒とする。）。また、粗大結晶粒の個数密度は、後述する実施例に記載する要領により、測定することができる。Number density of crystal grains with a circular equivalent diameter exceeding 30 μm: 200 particles/ mm2 or less As mentioned above, toughness in an extremely low temperature environment of -50°C to -70°C is It is greatly influenced by the number of crystal grains with an equivalent diameter of more than 30 μm (hereinafter also referred to as coarse crystal grains). In particular, by reducing the number of coarse grains, low-temperature toughness is significantly improved. Therefore, the number density of coarse crystal grains is set to 200 pieces/mm 2 or less. This makes it possible to achieve desired low-temperature toughness. The number density of coarse crystal grains is preferably 150 pieces/mm 2 or less. The lower limit of the number density of coarse crystal grains is not particularly limited, and may be 0 pieces/mm 2 . However, from the viewpoint of industrial implementation, the number density of coarse crystal grains is preferably 10 pieces/mm 2 or more. Furthermore, the crystal grains herein are crystal grains defined by large-angle grain boundaries with a misorientation of 15 degrees or more (each region surrounded by large-angle grain boundaries with a misorientation of 15 degrees or more is defined as each crystal grain). . Further, the number density of coarse crystal grains can be measured in accordance with the procedure described in Examples described later.
なお、粗大結晶粒の個数密度は、結晶粒の平均粒径と必ずしも相関するものではない。すなわち、粗大結晶粒は、鋼板の結晶粒が均一に粗大化して生じるというよりも、熱処理の過程で結晶粒が局所的に粗大化し、それが最終製品の鋼板の組織に残存するというものである。そのため、たとえ結晶粒の平均粒径が５μｍ以下であっても、粗大結晶粒が局所的に存在してその個数密度が２００個／ｍｍ２超となる場合がある。そして、この場合には、極低温環境下、例えば、－７０℃での優れた靭性は得られない。なお、粗大結晶粒の数を低減するには、上記のように成分組成を適正に調製したうえで、製造条件、特に、
・第１加熱工程の熱処理炉での在炉時間、
・熱間圧延工程での最終圧延終了温度、
・焼入れ工程での所定温度域の平均冷却速度および冷却終了温度、ならびに
・冷却工程での所定温度域の平均冷却速度および冷却終了温度
を同時に適切に制御することが極めて重要である。Note that the number density of coarse crystal grains does not necessarily correlate with the average grain size of the crystal grains. In other words, coarse grains are not caused by the uniform coarsening of the crystal grains in the steel sheet, but rather by the local coarsening of the grains during the heat treatment process, which remains in the structure of the final steel sheet. . Therefore, even if the average grain size of the crystal grains is 5 μm or less, coarse crystal grains may exist locally and the number density thereof may exceed 200 pieces/mm 2 . In this case, excellent toughness cannot be obtained in an extremely low temperature environment, for example, at -70°C. In addition, in order to reduce the number of coarse crystal grains, after properly adjusting the component composition as described above, the manufacturing conditions, especially,
・Furnace time in the heat treatment furnace in the first heating process,
・Final rolling end temperature in the hot rolling process,
It is extremely important to simultaneously appropriately control the average cooling rate and cooling end temperature in a predetermined temperature range in the quenching process, and the average cooling rate and cooling end temperature in a predetermined temperature range in the cooling process.
また、本発明の一実施形態に従う鋼板の板厚は、特に限定されない。例えば、鋼板の板厚は、６ｍｍ以上５０ｍｍ以下が好ましい。 Further, the thickness of the steel plate according to an embodiment of the present invention is not particularly limited. For example, the thickness of the steel plate is preferably 6 mm or more and 50 mm or less.
［機械的特性］
（引張強さ）
鋼板の引張強さは、例えば、６９０ＭＰａ以上が好ましい。なぜなら、タンクに適用する際の板厚を薄くできるからである。鋼板の引張強さは、より好ましくは７２０ＭＰａ以上である。引張強さの上限については、特に限定する必要はない。鋼板の引張強さは、例えば、１０００ＭＰａ以下が好ましい。
なお、引張強さは、後述する実施例に記載した方法で測定することができる。[Mechanical properties]
(Tensile strength)
The tensile strength of the steel plate is preferably 690 MPa or more, for example. This is because the plate thickness can be made thinner when applied to tanks. The tensile strength of the steel plate is more preferably 720 MPa or more. There is no need to particularly limit the upper limit of the tensile strength. The tensile strength of the steel plate is preferably 1000 MPa or less, for example.
Incidentally, the tensile strength can be measured by the method described in Examples described later.
（降伏比）
鋼板の降伏比は、例えば、０．８０以下が好ましい。なぜなら、溶接後熱処理に代えて、機械的な応力除去が可能になるからである。
なお、降伏比は、後述する実施例に記載した方法で測定することができる。(yield ratio)
The yield ratio of the steel plate is preferably 0.80 or less, for example. This is because mechanical stress relief becomes possible instead of post-weld heat treatment.
Note that the yield ratio can be measured by the method described in Examples described later.
（低温靱性）
鋼板の低温靭性について、ｖＥ－７０℃が１００Ｊ以上であることが好ましい。ｖＥ－７０℃は、より好ましくは１５０Ｊ以上である。
なお、ｖＥ－７０℃は、フルサイズシャルピー衝撃試験、例えば、後述する実施例に記載した方法で測定することができる。(Low temperature toughness)
Regarding the low-temperature toughness of the steel plate, it is preferable that vE -70°C is 100 J or more. vE -70°C is more preferably 150J or more.
Note that vE -70°C can be measured by a full-size Charpy impact test, for example, by the method described in the Examples below.
（２）鋼板の製造方法
次に、本発明の一実施形態に従う鋼板の製造方法について具体的に説明する。なお、以下の説明においては、特に断らない限り、温度は、鋼板または鋼素材の板厚中央の温度を指すものとする。板厚中央および板厚１／４の深さ位置の温度は、例えば、放射温度計で測定した鋼板の表面温度から、伝熱計算により求めることができる。
すなわち、以下の工程を順次行うことにより、本発明の鋼板を好適に製造することができる。
（１）第１加熱工程
（２）熱間圧延工程
（３）焼入れ（加速冷却）工程
（４）第２加熱工程
（５）冷却工程(2) Method for manufacturing a steel plate Next, a method for manufacturing a steel plate according to an embodiment of the present invention will be specifically described. In the following description, unless otherwise specified, temperature refers to the temperature at the center of the thickness of the steel plate or steel material. The temperature at the center of the plate thickness and at the depth position of 1/4 of the plate thickness can be determined, for example, by heat transfer calculation from the surface temperature of the steel plate measured with a radiation thermometer.
That is, the steel plate of the present invention can be suitably manufactured by sequentially performing the following steps.
(1) First heating process (2) Hot rolling process (3) Quenching (accelerated cooling) process (4) Second heating process (5) Cooling process
（１）第１加熱工程
まず、上述した成分組成を有する鋼素材を、準備する。なお、鋼素材の準備方法は、特に限定されないが、例えば、上述した成分組成を有する溶鋼を常法により溶製し、鋳造することにより準備できる。この溶製は、転炉、電気炉、誘導炉等、任意の方法により行うことができる。また、鋳造は、生産性の観点から連続鋳造法で行うことが好ましいが、造塊－分解圧延法により行うこともできる。鋼素材としては、例えば、鋼スラブを用いることができる。(1) First heating step First, a steel material having the above-mentioned composition is prepared. Note that the method for preparing the steel material is not particularly limited, but it can be prepared, for example, by melting and casting molten steel having the above-mentioned composition by a conventional method. This melting can be performed by any method such as a converter, an electric furnace, or an induction furnace. In addition, casting is preferably carried out by a continuous casting method from the viewpoint of productivity, but it can also be carried out by an ingot-forming-decomposition rolling method. As the steel material, for example, a steel slab can be used.
ついで、準備した鋼素材を、以下の条件で、熱処理炉において加熱する。 Next, the prepared steel material is heated in a heat treatment furnace under the following conditions.
［加熱炉での均熱温度：９００℃以上１２５０℃以下］
加熱炉での均熱時間（以下、均熱時間ともいう）は、９００℃以上１２５０℃以下とする。ここで、均熱時間が９００℃未満であると、鋼素材の変形抵抗が高いため、後工程の熱間圧延工程において圧延機への負荷が増大し、熱間圧延を行うことが困難となるおそれがある。そのため、均熱温度は９００℃以上とする。均熱温度は、好ましくは９５０℃以上である。一方、均熱温度が１２５０℃より高いと、鋼の酸化が顕著となり、酸化により生じた酸化膜を除去することによるロスが増大する。その結果、歩留まりが低下するおそれがある。そのため、均熱温度は１２５０℃以下とする。均熱温度は、好ましくは１２００℃以下である。
ここで、均熱温度とは、加熱炉での鋼素材全体の（目標）到達温度であり、加熱炉の設定温度ということもできる。[Soaking temperature in heating furnace: 900°C or higher and 1250°C or lower]
The soaking time in the heating furnace (hereinafter also referred to as soaking time) is 900°C or more and 1250°C or less. Here, if the soaking time is less than 900°C, the deformation resistance of the steel material is high, so the load on the rolling mill increases in the subsequent hot rolling process, making it difficult to perform hot rolling. There is a risk. Therefore, the soaking temperature is set to 900°C or higher. The soaking temperature is preferably 950°C or higher. On the other hand, if the soaking temperature is higher than 1250° C., oxidation of the steel becomes significant, and loss due to removal of the oxide film produced by oxidation increases. As a result, the yield may decrease. Therefore, the soaking temperature is set to 1250°C or less. The soaking temperature is preferably 1200°C or less.
Here, the soaking temperature is the (target) temperature reached by the entire steel material in the heating furnace, and can also be called the set temperature of the heating furnace.
［加熱炉での在炉時間：６００分以下］
加熱炉での在炉時間（以下、在炉時間ともいう）は、６００分以下とする。在炉時間が６００分を超えると、局所的な粗大結晶粒の発生、ひいては最終製品での粗大結晶粒の残存を招く。その結果、所望の粗大結晶粒の個数密度を実現することができなくなる。そのため、在炉時間は６００分以下とする。在炉時間は、好ましくは５８０分以下、より好ましくは５６０分以下である。在炉時間の下限は、特に限定されない。在炉時間は、例えば、加熱炉の操業負荷の観点から、６０分以上が好ましい。
ここで、在炉時間とは、熱間圧延のための（熱間圧延の前工程の）加熱を行う熱処理炉に、鋼素材を搬送してから搬出されるまでの時間である。なお、熱処理炉には、一般的な熱処理炉を用いることができる。[Time in the heating furnace: 600 minutes or less]
The time in the heating furnace (hereinafter also referred to as furnace time) is 600 minutes or less. If the in-furnace time exceeds 600 minutes, local coarse crystal grains will occur, and eventually the coarse grains will remain in the final product. As a result, it becomes impossible to achieve the desired number density of coarse crystal grains. Therefore, the furnace time should be 600 minutes or less. The furnace time is preferably 580 minutes or less, more preferably 560 minutes or less. The lower limit of the furnace time is not particularly limited. The furnace residence time is preferably 60 minutes or more, for example, from the viewpoint of operational load of the heating furnace.
Here, the in-furnace time is the time from when the steel material is transported to a heat treatment furnace that performs heating for hot rolling (a step before hot rolling) until it is taken out. Note that a general heat treatment furnace can be used as the heat treatment furnace.
なお、均熱時間は、特に限定されない。均熱時間は、例えば、鋼素材の変形抵抗を低減して圧延性を高める観点から、１０～２００分が好適である。ここで、均熱時間とは、均熱温度±３０℃の範囲に鋼素材全体の温度が保持されている時間である。 Note that the soaking time is not particularly limited. The soaking time is preferably 10 to 200 minutes, for example, from the viewpoint of reducing the deformation resistance of the steel material and improving the rollability. Here, the soaking time is the time during which the temperature of the entire steel material is maintained within a range of ±30° C. of the soaking temperature.
また、上記の鋼素材の加熱は、鋳造などの方法によって得た鋼素材を一旦冷却した後に行ってもよいし、または、得られた鋼素材を冷却することなく直接、行ってもよい。 Further, the above-mentioned heating of the steel material may be performed after once cooling the steel material obtained by a method such as casting, or may be performed directly without cooling the obtained steel material.
（２）熱間圧延工程
ついで、鋼素材を、以下の条件で、熱間圧延して熱延鋼板とする。(2) Hot rolling process Next, the steel material is hot rolled to obtain a hot rolled steel plate under the following conditions.
［仕上げ温度（最終圧延終了温度）：１０００℃以下７００℃以上］
熱間圧延の仕上げ温度が７００℃未満であると、鋼素材の変形抵抗が高くなり、圧延機への負荷が増大する。その結果、熱間圧延を行うことが困難となる。一方、仕上げ温度が１０００℃を超えると、微細な組織が得られず、粗大結晶粒が残存し、低温靭性が低下する。そのため、仕上げ温度は１０００℃以下７００℃以上とする。仕上げ温度は、好ましくは９８０℃以下、より好ましくは９６０℃以下である。ここで、仕上げ温度は、熱延鋼板の表面での温度である。
なお、熱延鋼板の最終板厚は特に限定されない。熱延鋼板の最終板厚は、例えば、上述したように、６ｍｍ以上５０ｍｍ以下が好ましい。[Finishing temperature (final rolling end temperature): 1000°C or lower, 700°C or higher]
If the finishing temperature of hot rolling is less than 700°C, the deformation resistance of the steel material becomes high and the load on the rolling mill increases. As a result, it becomes difficult to perform hot rolling. On the other hand, if the finishing temperature exceeds 1000°C, a fine structure cannot be obtained, coarse crystal grains remain, and low-temperature toughness deteriorates. Therefore, the finishing temperature is set to 1000°C or lower and 700°C or higher. The finishing temperature is preferably 980°C or lower, more preferably 960°C or lower. Here, the finishing temperature is the temperature at the surface of the hot rolled steel sheet.
Note that the final thickness of the hot rolled steel sheet is not particularly limited. The final thickness of the hot-rolled steel plate is, for example, preferably 6 mm or more and 50 mm or less, as described above.
（３）焼入れ（加速冷却）工程
ついで、熱延鋼板に焼入れ（加速冷却）を施す。この際、６００℃～３００℃の温度域での平均冷却速度（以下、焼入れ速度ともいう）を３℃／ｓ以上とし、冷却終了温度を３００℃以下とすることが肝要である。(3) Quenching (accelerated cooling) process Next, the hot rolled steel sheet is subjected to quenching (accelerated cooling). At this time, it is important that the average cooling rate (hereinafter also referred to as quenching rate) in the temperature range of 600°C to 300°C is 3°C/s or more, and the cooling end temperature is 300°C or less.
［焼入れ速度：３℃／ｓ以上］
焼入れ速度が３℃／ｓ未満であると、所望の変態組織が得難く、十分な強度を得ることが困難となる。そのため、焼入れ速度を３℃／ｓ以上とする。焼入れ速度は、好ましくは４℃／ｓ以上、より好ましくは５℃／ｓ以上である。一方、焼入れ速度の上限は特に限定されない。ただし、焼入れ速度が２００℃／ｓよりも高いと、鋼板内の各位置における温度制御が困難となる。これにより、鋼板の板幅方向および圧延方向に材質のばらつきが出やすくなる。その結果、引張特性および靭性などの材料特性にばらつきが生じやすくなる。そのため、焼入れ速度は２００℃／ｓ以下が好ましい。なお、ここでいう温度および焼入れ速度はそれぞれ、熱延鋼板の板厚１／４の深さ位置での温度および当該位置での温度変化から算出される速度である。[Quenching speed: 3℃/s or more]
If the quenching rate is less than 3° C./s, it will be difficult to obtain a desired transformed structure and it will be difficult to obtain sufficient strength. Therefore, the quenching speed is set to 3° C./s or more. The quenching speed is preferably 4°C/s or more, more preferably 5°C/s or more. On the other hand, the upper limit of the quenching speed is not particularly limited. However, if the quenching rate is higher than 200° C./s, it becomes difficult to control the temperature at each position within the steel plate. As a result, variations in material quality tend to occur in the width direction and rolling direction of the steel sheet. As a result, variations in material properties such as tensile properties and toughness tend to occur. Therefore, the quenching speed is preferably 200° C./s or less. Note that the temperature and quenching speed herein are the temperature at a depth of 1/4 of the thickness of the hot rolled steel sheet and the speed calculated from the temperature change at that position, respectively.
［冷却終了温度：３００℃以下］
また、焼入れ工程において、冷却停止温度が３００℃よりも高いと、所望の変態組織が得られなくなる。従って、冷却停止温度は３００℃以下とする。このような条件で加速冷却をすることにより、熱延鋼板が良好に焼入れされる。また、冷却停止温度の下限については特に限定されない。例えば、冷却停止温度は０℃以上が好ましい。ここでいう温度は、熱延鋼板の板厚１／４の深さ位置での温度である。[Cooling end temperature: 300℃ or less]
Moreover, in the quenching step, if the cooling stop temperature is higher than 300° C., a desired transformed structure cannot be obtained. Therefore, the cooling stop temperature is set to 300°C or less. By performing accelerated cooling under such conditions, the hot rolled steel sheet can be quenched well. Moreover, the lower limit of the cooling stop temperature is not particularly limited. For example, the cooling stop temperature is preferably 0° C. or higher. The temperature referred to here is the temperature at a depth of 1/4 of the thickness of the hot rolled steel plate.
なお、焼入れ工程における冷却処理は、特に限定されることなく任意の方法で行うことができる。例えば、空冷および水冷の一方または両方を用いることができる。水冷としては、水を用いた任意の冷却方法（例えば、スプレー冷却、ミスト冷却、ラミナー冷却など）を用いることができる。 Note that the cooling treatment in the quenching process is not particularly limited and can be performed by any method. For example, one or both of air cooling and water cooling can be used. As water cooling, any cooling method using water (for example, spray cooling, mist cooling, laminar cooling, etc.) can be used.
（４）第２加熱工程
ついで、熱延鋼板を、以下の条件で加熱する。
［加熱温度：ＡＣ１点以上ＡＣ３点未満］
第２加熱工程の加熱温度は、ＡＣ１点以上ＡＣ３点未満とする。換言すれば、第２加熱工程では、２相域温度への加熱を行う。加熱温度がＡＣ１点未満では、十分量の島状マルテンサイトが得られず、所望の低降伏比を達成できない。一方、加熱温度がＡＣ３点以上では、フェライト分率が５％未満で焼き戻しマルテンサイト分率が９０％超となり、やはり所望の低降伏比を達成できない。なお、ここでいう温度は、熱延鋼板の板厚１／４の深さ位置での温度である。(4) Second heating step Next, the hot rolled steel plate is heated under the following conditions.
[Heating temperature: A C1 point or more, A C3 point or more]
The heating temperature in the second heating step is greater than or equal to A C1 point and less than A C3 point. In other words, in the second heating step, heating is performed to a two-phase region temperature. If the heating temperature is less than the AC1 point, a sufficient amount of island martensite cannot be obtained and the desired low yield ratio cannot be achieved. On the other hand, when the heating temperature is above the AC3 point, the ferrite fraction is less than 5% and the tempered martensite fraction is more than 90%, and the desired low yield ratio cannot be achieved. Note that the temperature here is the temperature at a depth of 1/4 of the thickness of the hot rolled steel plate.
ここで、第２加熱工程での加熱には、加熱温度を上記の範囲に制御できる方法であれば、任意の加熱方法を用いることができる。加熱方法の一例としては、熱処理炉による加熱（以下、炉加熱ともいう）が挙げられる。炉加熱に使用する熱処理炉は、特に限定されることなく、一般的な熱処理炉を用いることができる。 Here, for the heating in the second heating step, any heating method can be used as long as the heating temperature can be controlled within the above range. An example of a heating method is heating using a heat treatment furnace (hereinafter also referred to as furnace heating). The heat treatment furnace used for furnace heating is not particularly limited, and a general heat treatment furnace can be used.
上記の加熱温度に到達した後は、２相域温度であるＡＣ１点以上ＡＣ３点未満の温度域において任意の時間、例えば、１０～１２０分保持した後、冷却を開始してもよい。After reaching the above heating temperature, cooling may be started after the temperature is maintained in the two-phase temperature range of 1 point A to less than 3 points A C for an arbitrary period of time, for example, 10 to 120 minutes.
なお、ＡＣ１点は、次の（１）式により求めることができる。
ＡＣ１点（℃）＝750.8－26.6×Ｃ＋17.6×Ｓｉ－11.6×Ｍｎ－22.9×Ｃｕ－23×Ｎｉ＋24.1×Ｃｒ＋22.5×Ｍｏ－39.7×Ｖ－5.7×Ｔｉ＋232.4×Ｎｂ－169.4×Ａｌ ・・・（１）
また、ＡＣ３点は、次の（２）式により求めることができる。
ＡＣ３点（℃）＝937.2－436.5×Ｃ＋56×Ｓｉ－19.7×Ｍｎ－16.3×Ｃｕ－26.6×Ｎｉ－4.9×Ｃｒ＋38.1×Ｍｏ＋124.8×Ｖ＋136.3×Ｔｉ－19.1×Ｎｂ＋198.4×Ａｌ＋3315×Ｂ ・・・（２）
上掲（１）式および（２）式における元素記号は、鋼板の成分組成の各元素の含有量（質量％）である。なお、当該元素が含まれない場合には、当該元素の含有量は「０」として計算する。Note that the AC1 point can be determined by the following equation (1).
A C1 point (°C) = 750.8-26.6×C+17.6×Si-11.6×Mn-22.9×Cu-23×Ni+24.1×Cr+22.5×Mo-39.7×V-5.7×Ti+232.4×Nb-169.4 ×Al...(1)
Further, the AC3 points can be determined by the following equation (2).
A C3 points (°C) = 937.2-436.5×C+56×Si-19.7×Mn-16.3×Cu-26.6×Ni-4.9×Cr+38.1×Mo+124.8×V+136.3×Ti-19.1×Nb+198.4×Al+3315 ×B...(2)
The element symbols in the above formulas (1) and (2) are the content (mass %) of each element in the component composition of the steel sheet. Note that if the element is not included, the content of the element is calculated as "0".
（５）冷却工程
ついで、熱延鋼板を、以下の条件で冷却する。(5) Cooling process Next, the hot rolled steel sheet is cooled under the following conditions.
［７００℃～５００℃の温度域での平均冷却速度：３℃／ｓ以上］
７００℃～５００℃の温度域での平均冷却速度（以下、単に平均冷却速度ともいう）が３℃／ｓ未満では、所望の変態組織を得られず、強度および低温靭性が低下するおそれがある。そのため、平均冷却速度は３℃／ｓ以上とする。平均冷却速度は、好ましくは４℃／ｓ以上、より好ましくは５℃／ｓ以上である。一方、平均冷却速度の上限は特に限定されない。例えば、平均冷却速度は２００℃／ｓ以下が好ましい。なお、ここでいう温度および平均冷却速度はそれぞれ、熱延鋼板の板厚１／４の深さ位置での温度および当該位置での温度変化から算出される速度である。[Average cooling rate in the temperature range of 700°C to 500°C: 3°C/s or more]
If the average cooling rate in the temperature range of 700°C to 500°C (hereinafter also simply referred to as average cooling rate) is less than 3°C/s, the desired transformed structure may not be obtained, and strength and low-temperature toughness may decrease. . Therefore, the average cooling rate is set to 3° C./s or more. The average cooling rate is preferably 4°C/s or more, more preferably 5°C/s or more. On the other hand, the upper limit of the average cooling rate is not particularly limited. For example, the average cooling rate is preferably 200° C./s or less. Note that the temperature and average cooling rate herein are the temperature at a depth of 1/4 of the thickness of the hot-rolled steel plate and the rate calculated from the temperature change at that position, respectively.
［冷却終了温度：５００℃以下２００℃以上］
冷却終了温度が５００℃超になると、当該冷却工程終了後の室温までの冷却、例えば、空冷による冷却時（以下、単に空冷時ともいう）に、島状マルテンサイトが分解し、所望の低降伏比が得られない。一方、冷却終了温度が２００℃未満では、空冷時に所望の焼き戻し効果が得られず、靭性が劣化する。そのため、冷却終了温度は、５００℃以下２００℃以上とする。なお、ここでいう温度は、熱延鋼板の板厚１／４の深さ位置の温度である。[Cooling end temperature: 500°C or lower, 200°C or higher]
If the cooling end temperature exceeds 500°C, the island martensite will decompose during cooling to room temperature after the end of the cooling process, for example, during cooling by air cooling (hereinafter simply referred to as air cooling), resulting in the desired low yield. I can't get the ratio. On the other hand, if the cooling end temperature is less than 200° C., the desired tempering effect cannot be obtained during air cooling, and the toughness deteriorates. Therefore, the cooling end temperature is set to 500°C or lower and 200°C or higher. Note that the temperature here is the temperature at a depth of 1/4 of the thickness of the hot rolled steel plate.
（６）室温までの冷却（自己焼戻し）
上記の冷却工程の後、熱延鋼板を室温まで冷却する。冷却方法は特に限定されず、例えば、空冷により行えばよい。これにより、自己焼戻しが生じ、靭性が一層向上する。なお、空冷による冷却速度は、例えば、板厚：６～５０ｍｍ程度の熱延鋼板の場合、通常、１℃／ｓ以下となる。なお、ここでいう冷却速度は、熱延鋼板の板厚１／４の深さ位置の温度変化から算出される速度である。(6) Cooling to room temperature (self-tempering)
After the above cooling step, the hot rolled steel sheet is cooled to room temperature. The cooling method is not particularly limited, and for example, air cooling may be used. This causes self-tempering and further improves toughness. Note that the cooling rate by air cooling is usually 1° C./s or less in the case of a hot-rolled steel plate having a thickness of about 6 to 50 mm, for example. Note that the cooling rate here is a rate calculated from the temperature change at a depth of 1/4 of the thickness of the hot rolled steel plate.
上記した以外の条件については特に限定されず、常法に従えばよい。 Conditions other than those described above are not particularly limited and may be according to conventional methods.
以下に述べる手順で鋼板を製造し、その特性を評価した。
まず、表１に示す成分組成（残部がＦｅおよび不可避的不純物）を有する溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法によって鋼素材としての鋼スラブ（厚さ：２００ｍｍ）を製造した。また、上掲（１）式および（２）式によって求めたＡＣ１点（℃）およびＡＣ３点（℃）を表１に併記する。A steel plate was manufactured according to the procedure described below, and its properties were evaluated.
First, molten steel having the component composition shown in Table 1 (the balance being Fe and unavoidable impurities) was melted in a converter, and a steel slab (thickness: 200 mm) as a steel material was manufactured by a continuous casting method. Table 1 also lists the A C1 point (°C) and A C3 point (°C) determined by the above equations (1) and (2).
次に、表２に示した条件に従って、（１）第１加熱工程、（２）熱間圧延工程、（３）焼入れ（加速冷却）工程、（４）第２加熱工程および（５）冷却工程を行い、各板厚（最終板厚）を有する鋼板（熱延鋼板）を得た。なお、（５）冷却工程終了後、いずれも熱延鋼板を空冷により室温まで冷却した。また、明記していない条件については、一般記載部および常法に従うものとした。表２のＮｏ．１０では、（２）熱間圧延工程後、放冷により室温まで冷却した。 Next, according to the conditions shown in Table 2, (1) first heating step, (2) hot rolling step, (3) quenching (accelerated cooling) step, (4) second heating step, and (5) cooling step. By doing so, steel plates (hot-rolled steel plates) having various plate thicknesses (final plate thicknesses) were obtained. In addition, after the completion of the (5) cooling step, the hot rolled steel sheets were all cooled to room temperature by air cooling. In addition, for conditions not specified, the general description section and conventional law shall be followed. No. of Table 2 In No. 10, after the (2) hot rolling process, it was cooled to room temperature by standing to cool.
かくして得られた各鋼板について、以下の要領で、ミクロ組織、引張強さ（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）および－７０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ－７０℃）を測定した。測定結果を表３に示す。 For each steel plate thus obtained, the microstructure, tensile strength (TS), yield ratio (YR), and Charpy absorbed energy at -70°C (vE-70°C) were measured in the following manner. The measurement results are shown in Table 3.
［ミクロ組織］
各鋼板から、鋼板の板厚１／４の深さ位置が観察位置となるように、ミクロ組織観察用の試験片を採取した。この試験片を、圧延方向と垂直な断面が観察面となるように、樹脂に埋め込んだ。ついで、試験片の観察面について、鏡面研磨し、ついで、ナイタール腐食を実施した。ついで、試験片の観察面を、倍率：５０００倍の走査型電子顕微鏡で観察し、ミクロ組織の画像を撮影した。得られた画像を解析して、各相の分率を算出した。各相の同定は、以下のようにして行った。
・焼戻しマルテンサイト：セメンタイトを含む母相
・島状マルテンサイト：セメンタイトを含まない、円相当径１μｍ以下の硬質相
・焼入れままマルテンサイト：セメンタイトを含まない、円相当径１μｍ超の硬質相
・ベイナイト：組織内に島状マルテンサイトが生成している母相
・フェライト：上記以外の母相
なお、島状マルテンサイトには、残留オーステナイトが含まれ得る。上記の各相の内部には、析出物が含まれ得る。各相の分率は、これらを含めて算出するものとする。[Microstructure]
A test piece for microstructure observation was taken from each steel plate so that the observation position was at a depth of 1/4 of the thickness of the steel plate. This test piece was embedded in resin so that the cross section perpendicular to the rolling direction served as the observation surface. Next, the observation surface of the test piece was mirror polished and then subjected to nital corrosion. Next, the observation surface of the test piece was observed with a scanning electron microscope at a magnification of 5,000 times, and an image of the microstructure was photographed. The obtained images were analyzed to calculate the fraction of each phase. Identification of each phase was performed as follows.
・Tempered martensite: A matrix containing cementite ・Island martensite: A hard phase that does not contain cementite and has an equivalent circle diameter of 1 μm or less ・As-quenched martensite: A hard phase that does not contain cementite and has an equivalent circle diameter of more than 1 μm ・Bainite : Parent phase/ferrite in which island-like martensite is generated in the structure: Parent phase other than the above Note that the island-like martensite may contain retained austenite. Precipitates may be included within each of the above phases. The fraction of each phase shall be calculated including these.
また、上記の試験片を用いて、電子線後方散乱回折測定（以下、ＥＢＳＤ測定ともいう）により組織解析を行った。ＥＢＳＤ測定では、ステップサイズを０．１μｍ、測定領域をトータルで１ｍｍ×１ｍｍとした。そして、得られた結晶方位データから方位差１５度以上の大角粒界を結晶粒界として、各結晶粒を画定した。そして、各結晶粒の面積から各結晶粒の円相当径（直径）を算出した。ついで、円相当径が３０μｍ超の結晶粒の個数をカウントし、その個数を測定領域のトータルの面積で除することにより、粗大結晶粒の個数密度を求めた。 Further, using the above test piece, a structure analysis was performed by electron beam backscatter diffraction measurement (hereinafter also referred to as EBSD measurement). In the EBSD measurement, the step size was 0.1 μm, and the measurement area was 1 mm×1 mm in total. Then, from the obtained crystal orientation data, each crystal grain was defined using a large angle grain boundary with a misorientation of 15 degrees or more as a crystal grain boundary. Then, the equivalent circular diameter (diameter) of each crystal grain was calculated from the area of each crystal grain. Next, the number density of coarse crystal grains was determined by counting the number of crystal grains having an equivalent circle diameter of more than 30 μm and dividing the number by the total area of the measurement region.
［引張強さ］
［降伏比］
各鋼板の板厚１／４の深さ位置から、圧延方向と垂直にＪＩＳ４号引張試験片を採取した。この引張試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠した引張試験を実施し、鋼板の引張強さ（ＴＳ）および降伏強度（ＹＳ）を測定した。また、次式により、降伏比（ＹＲ）を算出した。測定結果を表３に示す。
ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ
そして、ＴＳ：６９０ＭＰａ以上であれば、合格とした。また、ＹＲ：０．８０以下であれば、合格とした。[Tensile strength]
[Yield ratio]
A JIS No. 4 tensile test piece was taken perpendicular to the rolling direction from a depth of 1/4 of the thickness of each steel plate. Using this tensile test piece, a tensile test was conducted in accordance with the provisions of JIS Z 2241, and the tensile strength (TS) and yield strength (YS) of the steel plate were measured. Further, the yield ratio (YR) was calculated using the following formula. The measurement results are shown in Table 3.
YR=YS/TS
If TS: 690 MPa or more, it was considered to be a pass. Moreover, if YR: 0.80 or less, it was considered to be a pass.
［低温靭性］
各鋼板の板厚１／４の深さ位置から、圧延方向と平行にＪＩＳ Ｚ ２２０２の規定に準拠してＶノッチ試験片を採取した。このＶノッチ試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、－７０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ－７０℃）を求めた。シャルピー吸収エネルギーは、鋼板の低温靭性の指標となるものである。シャルピー衝撃試験は、各鋼板において３本の試験片を採取して測定を行った。個々の測定値と平均値を表３に示す。このフルサイズのシャルピー衝撃試験において、全ての試験片のｖＥ－７０℃が１００Ｊ以上であれば、低温靭性に優れるものと評価し、合格とした。[Low temperature toughness]
A V-notch test piece was taken from a depth of 1/4 of the thickness of each steel plate in parallel to the rolling direction in accordance with the provisions of JIS Z 2202. Using this V-notch test piece, a Charpy impact test was conducted in accordance with the provisions of JIS Z 2242, and the Charpy absorbed energy (vE -70°C ) at -70°C was determined. Charpy absorbed energy is an index of the low-temperature toughness of a steel plate. In the Charpy impact test, three test pieces were taken from each steel plate and measured. Table 3 shows the individual measured values and average values. In this full-size Charpy impact test, if the vE -70°C of all test pieces was 100 J or more, it was evaluated as having excellent low-temperature toughness and passed.
表３に示したように、発明例ではいずれも、高強度でかつ低降伏比であり、低温靭性にも優れる鋼板、具体的には、ＴＳ：６９０ＭＰａ以上、ＹＲ：０．８０以下およびｖＥ－７０℃：１００Ｊ以上の鋼板が得られた。
一方、比較例では、ＴＳ、ＹＲおよびｖＥ－７０℃のうちの少なくとも１つが、十分ではなかった。As shown in Table 3, all of the invention examples are steel plates that have high strength, low yield ratio, and excellent low-temperature toughness, specifically, TS: 690 MPa or more, YR: 0.80 or less, and vE - 70°C : A steel plate of 100J or more was obtained.
On the other hand, in the comparative example, at least one of TS, YR and vE -70°C was not sufficient.
Claims (6)
Ｃ：０．０２％以上０．１５％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上０．５０％以下、
Ｍｎ：０．０５％以上２．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以上５．００％未満、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００５０％以下および
Ｎ：０．００１０％以上０．００８０％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である、成分組成を有し、
鋼板の板厚１／４の深さ位置において、
フェライト分率が５～９５％、
島状マルテンサイト分率が１～３０％および
残部がベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトのうちの１種または２種
であり、
方位差１５度以上の大角粒界により画定される結晶粒について、円相当径で３０μｍ超の結晶粒の個数密度が２００個／ｍｍ２以下である、ミクロ組織を有する、鋼板。 In mass%,
C: 0.02% or more and 0.15% or less,
Si: 0.01% or more and 0.50% or less,
Mn: 0.05% or more and 2.50% or less,
Ni: 0.50% or more and less than 5.00%,
P: 0.03% or less,
S: 0.0050% or less and N: 0.0010% or more and 0.0080% or less, the remainder being Fe and inevitable impurities,
At the depth position of 1/4 of the thickness of the steel plate,
Ferrite fraction is 5-95%,
The fraction of island martensite is 1 to 30%, and the remainder is one or two of bainite and tempered martensite,
A steel plate having a microstructure in which the number density of crystal grains with a circular equivalent diameter of more than 30 μm is 200 pieces/mm 2 or less for crystal grains defined by large-angle grain boundaries with a misorientation of 15 degrees or more.
Ｃｒ：２．００％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ａｌ：０．１００％以下、
Ｃｕ：２．０％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｖ：０．０５％以下、
Ｔｉ：０．０３％以下および
Ｂ：０．００３０％以下
から選択される１種以上を含有する、請求項１に記載の鋼板。 The component composition further includes, in mass%,
Cr: 2.00% or less,
Mo: 1.0% or less,
Al: 0.100% or less,
Cu: 2.0% or less,
Nb: 0.1% or less,
V: 0.05% or less,
The steel plate according to claim 1, containing one or more selected from Ti: 0.03% or less and B: 0.0030% or less.
Ｃａ：０．００７％以下、
ＲＥＭ：０．０１０％以下および
Ｍｇ：０．００７％以下
から選択される１種以上を含有する、請求項１に記載の鋼板。 The component composition further includes, in mass%,
Ca: 0.007% or less,
The steel plate according to claim 1, containing one or more selected from REM: 0.010% or less and Mg: 0.007% or less.
Ｃａ：０．００７％以下、
ＲＥＭ：０．０１０％以下および
Ｍｇ：０．００７％以下
から選択される１種以上を含有する、請求項２に記載の鋼板。 The component composition further includes, in mass%,
Ca: 0.007% or less,
The steel plate according to claim 2, containing one or more selected from REM: 0.010% or less and Mg: 0.007% or less.
Ｃｒ：２．００％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ａｌ：０．１００％以下、
Ｃｕ：２．０％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｖ：０．０５％以下、
Ｂ：０．００３０％以下、
Ｃａ：０．００７％以下、
ＲＥＭ：０．０１０％以下および
Ｍｇ：０．００７％以下
から選択される１種以上を含有する、請求項１に記載の鋼板。 The component composition further includes, in mass%,
Cr: 2.00% or less,
Mo: 1.0% or less,
Al: 0.100% or less,
Cu: 2.0% or less,
Nb: 0.1% or less,
V: 0.05% or less,
B: 0.0030% or less,
Ca: 0.007% or less,
The steel plate according to claim 1, containing one or more selected from REM: 0.010% or less and Mg: 0.007% or less.
請求項１、２、３、４または５に記載の成分組成を有する鋼素材を、熱処理炉において加熱する、第１加熱工程と、
ついで、前記鋼素材を熱間圧延して熱延鋼板とする、熱間圧延工程と、
ついで、前記熱延鋼板に焼入れを行う、焼入れ工程と、
ついで、前記熱延鋼板を加熱する、第２加熱工程と、
ついで、前記熱延鋼板を冷却する、冷却工程と、をそなえ、
前記第１加熱工程では、
前記熱処理炉での均熱温度：９００℃以上１２５０℃以下および
前記熱処理炉での在炉時間：６００分以下
であり、
前記熱間圧延工程では、前記熱延鋼板の表面で、
仕上げ温度：１０００℃以下７００℃以上
であり、
前記焼入れ工程では、前記熱延鋼板の板厚１／４の深さ位置で、
６００℃～３００℃の温度域での平均冷却速度：３℃／ｓ以上および
冷却終了温度：３００℃以下
であり、
前記第２加熱工程では、前記熱延鋼板の板厚１／４の深さ位置で、
加熱温度：ＡＣ１点以上ＡＣ３点未満
であり、
前記冷却工程では、前記熱延鋼板の板厚１／４の深さ位置で、
７００℃～５００℃の温度域での平均冷却速度：３℃／ｓ以上および
冷却終了温度：５００℃以下２００℃以上
である、鋼板の製造方法。 A method for manufacturing the steel plate according to claim 1, 2, 3, 4 or 5, comprising:
A first heating step of heating a steel material having the composition according to claim 1, 2, 3, 4 or 5 in a heat treatment furnace;
Then, a hot rolling step of hot rolling the steel material into a hot rolled steel plate;
Then, a quenching step of quenching the hot rolled steel sheet;
Then, a second heating step of heating the hot rolled steel plate;
Then, a cooling step of cooling the hot rolled steel sheet,
In the first heating step,
Soaking temperature in the heat treatment furnace: 900°C or more and 1250°C or less; Furnace time in the heat treatment furnace: 600 minutes or less,
In the hot rolling process, on the surface of the hot rolled steel plate,
Finishing temperature: 1000℃ or less and 700℃ or more,
In the quenching process, at a depth position of 1/4 of the thickness of the hot rolled steel plate,
Average cooling rate in the temperature range of 600°C to 300°C: 3°C/s or more and cooling end temperature: 300°C or less,
In the second heating step, at a depth position of 1/4 of the thickness of the hot rolled steel plate,
Heating temperature: A C1 point or more and A C3 point or more,
In the cooling process, at a depth position of 1/4 of the thickness of the hot rolled steel plate,
A method for producing a steel plate, wherein the average cooling rate in the temperature range of 700°C to 500°C is 3°C/s or more, and the cooling end temperature is 500°C or lower and 200°C or higher.
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2000039352A2 (en) | 1998-12-19 | 2000-07-06 | Exxonmobil Upstream Research Company | Ultra-high strength steels with excellent cryogenic temperature toughness |
| JP2013057105A (en) | 2011-09-08 | 2013-03-28 | Kobe Steel Ltd | Steel plate for low yield ratio thick-walled circular steel pipe having tensile strength of 780 mpa or more, method for manufacturing the same, and low yield ratio thick-walled circular steel pipe having tensile strength of 780 mpa or more |
| JP2019504200A (en) | 2015-12-23 | 2019-02-14 | ポスコＰｏｓｃｏ | Low yield ratio high strength steel material excellent in stress corrosion cracking resistance and low temperature toughness and method for producing the same |
| JP2019119934A (en) | 2018-01-10 | 2019-07-22 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Super low yield ratio high tensile strength thick steel sheet and manufacturing method therefor |
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