JP3848211B2

JP3848211B2 - Steel plate excellent in low temperature toughness and method for producing the same

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Publication number: JP3848211B2
Application number: JP2002160183A
Authority: JP
Inventors: 徹山下
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2002-05-31
Filing date: 2002-05-31
Publication date: 2006-11-22
Anticipated expiration: 2022-05-31
Also published as: JP2004002934A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、構造物の安全性を確保するための重要な性質の一つである低温靭性に優れた厚鋼板、およびそのような厚鋼板を製造するための有用な方法に関するものであり、殊に低温靭性に優れた厚鋼板をＮｉ等の高価な元素を多量に添加することなく実現するための技術に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
鋼板における引張強度やシャルピー衝撃試験等で代表される低温靭性等の機械的特性を向上させるには、結晶粒径を微細化することが有効であることは良く知られている。これらの特性のうち引張強度に関しては、結晶粒径２μｍ以下の超微細組織を実現しない限り、大幅な向上は認められないのが実状である。これに対して、低温靭性に関しては、結晶粒径が４μｍまでの微細化レベルであっても、その特性向上は著しいことが知られている。例えば、従来の制御圧延鋼板での標準的レベルである結晶粒径１５〜２０μｍの鋼板における延性−脆性破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が−４０〜−７０℃であるのに対し、結晶粒径を１０μｍ以下、特に７μｍまでのレベルに微細化させることによって、上記延性−脆性破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を−１００℃以下まで向上させ得ることが知られている。
【０００３】
従来から、−１００℃以下の極低温域までの靭性を確保するためには、Ｎｉを多量に添加（例えば１〜３％程度）させることが有用であるとされており、この手法は既存の低温用鋼板に多く採用されてきた。この手法は、低温靭性の向上については極めて有効であるが、Ｎｉは高価な元素であるので、こうしたＮｉを多量添加することは鋼板の製造コストが上昇してしまうという欠点がある。
【０００４】
こうした状況の下で、上記したような結晶粒微細化によって低温靭性の向上を図ることが主流となっており、こうした観点からなされた技術がこれまで数多く提案されている。例えば、特開昭６３−２２３１２４号には、８５０℃以下６５０℃以上のオーステナイト未再結晶温度域において圧延を施す際に、１パス当たりの圧下率が１５％以上の高圧下率で圧延（累積圧下量：５０％以上）を行うことによって、オーステナイト中の変形帯などのフェライト変態核生成サイトを増加させることでフェライト組織の微細化を実現する技術が提案されている。またこうした技術においては、特公昭５６−４６１０号にも見られるように、圧下率の下限を規定することによってフェライト組織の微細化を図るのが一般的である。
【０００５】
こうした技術を更に改良したものとして、例えば特許第２５７９７２１号のような技術も提案されている。この技術では、１パス当たりの圧下率を１５％以上としつつ、圧延の１パス或は２パス毎に冷却速度：１℃／ｓｅｃ以上の強制冷却を施しながら圧延を行うことによって、高圧下率圧延に伴う発熱現象を抑制し、高圧下率圧延によるオーステナイト中への歪や変形帯の蓄積をより効率的に活用するものである。また、特許第３２１２３４７号には、高圧下率圧延を行いつつ、各板厚における圧延中の冷却速度を規定することによって、低温靭性に優れた鋼板を得る技術が提案されている。
【０００６】
これら提案された技術では、高圧下率による結晶粒微細化がフェライト組織の平均粒径を微細化するのに有効であり、また圧下率が３０％以上の超大圧下圧延ではオーステナイト組織は均一に微細化することが明らかにされている。しかしながら、圧下率１５〜２５％までの圧延を施した場合には、オーステナイトの未再結晶温度域と呼ばれる領域においても、圧延歪の蓄積によって部分的にオーステナイトの再結晶現象が生じ、局部的にオーステナイト組織の不均一性を発生させてしまうという欠点があった。また、高圧下率圧延の場合には、鋼板の厚みおよび幅が大きくなったときに、結晶粒の微細化レベルが圧延機の能力に左右されてしまう結果となり、高品質を安定して維持できない恐れがある。
【０００７】
これまでの結晶粒微細化に関する技術の殆どが、小さい平均結晶粒径を求めて組織規定することによって特性の向上を目指したものである。しかしながら、平均結晶粒径を小さくすることによって特性値が向上することも事実ではあるが、平均フェライト粒径がほぼ同一であるにも拘らず、その低温靭性がバラツクという現象も生じている。
【０００８】
一方、特許第３２１２３４３号、同３２１２３４８号および同３２３７８６１号等においては、圧延中の厚板と冷却速度との関係を規定することによってフェライト組織の微細化を図って低温靭性の優れた鋼板を製造する技術について開示されている。しかしながら、これらの技術では、圧延の際の圧下率を何ら考慮していないので、圧延途中でオーステナイト未再結晶温度域での部分的な再結晶現象が生じ、特性のバラツキが生じる可能性がある。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、従来技術における上記課題を解決するためになされたものであって、その目的は、構造物の安全性を確保するための重要な性質の一つである低温靭性のバラツキを低減させ、多量のＮｉを添加することなく安定した特性を発揮することのできる厚鋼板、およびこうした厚鋼板を製造するための有用な方法を提案することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成することのできた厚鋼板とは、Ｃ：０．０３〜０．１６％、Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．８％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎ：０．００１５〜０．００８％を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなると共に、フェライトとパーライト主体のミクロ組織を有し、圧延方向に平行な板厚断面のｔ／２部（ｔは板厚）におけるフェライト粒の円相当平均粒径が７μｍ以下であり、且つ粒径バラツキの標準偏差が３μｍ以下である点に要旨を有するものである。尚、「円相当平均粒径」とは、該当する組織の個別の粒に着目して、その面積が等しくなるように想定した円の直径の平均値を意味する。また、「圧延方向に平行な板厚断面のｔ／２部」とは、圧延方向に平行で且つ鋼板表面に垂直な面での鋼板断面のｔ／２部（ｔは板厚）を意味する。
【００１１】
本発明の厚鋼板には、必要によって、（ａ）Ｎｂ：０．００２〜０．０３％および／またはＶ：０．００２〜０．０５％、（ｂ）Ｂ：０．０００２〜０．００２％、（ｃ）Ｃｕ：０．８％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：０．５％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｃｒ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：０．１％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｃａ：０．０００５〜０．００５％および／またはＺｒ：０．０００３〜０．００５％等を含有させることも有用であり、含有させる成分の種類に応じて鋼板の特性が更に改善される。
【００１２】
一方、上記目的を達成することできた本発明の製造方法とは、上記のような低温靭性に優れた厚鋼板を効率良く製造することのできる方法として位置付けられたものであって、その構成は、鋼材を９５０℃以上に加熱し、９００℃以上のオーステナイト再結晶温度域にて累積圧下率：４０％以上の圧延を行った後に、８５０℃以下の未再結晶温度域にて、鋼板全体の平均冷却速度が０．５℃／ｓ以上となる冷却を施しながら、１パス当たりの最大圧下率：１２％以下、累積圧下率：５０％以上として、Ａｒ₃変態点以上で圧延を終了し、引き続き平均冷却速度２〜５℃／ｓで加速冷却を行うところに要旨を有している。またこの方法において、前記加速冷却に引き続いて、６００℃以下の温度で焼き戻し処理を行うことも有効である。
【００１３】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、フェライト−パーライト主体のミクロ組織を有する厚鋼板について、その低温靭性にバラツキが生じる原因について、様々な角度から検討した。その結果、最終的な鋼板のフェライト粒径のバラツキが、その低温靭性のバラツキと密接な関係を有しているとの着想が得られた。これは、高圧下率圧延において発生したオーステナイトの不均一性が最終的な鋼板の組織であるフェライトの不均一性を発生させ、それが機械的特性にまで影響が及んだ結果であると考えられた。
【００１４】
こうした着想の下で本発明者らは、安定的に−１００℃以下の延性−脆性破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を実現し、更にそのバラツキを１５℃以内に抑える条件に関して更に検討したところ、（１）圧延方向に平行な板厚断面におけるフェライト粒の平均粒径（円相当平均粒径）が７μｍ以下であること、および（２）そのバラツキ（標準偏差）が３μｍ以下であるときに、優れた低温靭性が安定して発揮されることを見出し、本発明を完成した。
【００１５】
本発明における重要なポイントは下記１）〜３）に示すような新たな知見にある。
【００１６】
１）機械的特性（シャルピー衝撃試験による低温靭性：延性−脆性破面遷移温度ｖＴｒｓ）は、結晶粒径が小さいほど向上するが、その向上代は平均結晶粒径の微細化に依存し、その特性値のバラツキは、結晶粒径のバラツキ度合いによって支配されること。
【００１７】
２）仕上げ圧延を行う際、軽圧下（具体的には１パスでの最大圧下率が１２％以下の圧延）を実施することによって、部分的な再結晶現象を抑制し、結晶粒径のバラツキが抑制されること。
【００１８】
３）結晶粒の微細化に関しては、従来１パスの圧下率が大きいほど有利であると言われているのに対して、１パス当たりの圧下率が小さい場合でも圧延途中の鋼片の冷却制御を組み合わせることによって微細組織を実現し得ること。
【００１９】
鋼板の機械的特性は結晶粒径の微細化によって向上することが知られており、その評価は平均結晶粒径によって行われる。そして小さな結晶粒が多いほどそれに引きつられて平均結晶粒径は小さくなるが、大きな結晶粒が存在している場合には、平均結晶粒径が小さいときであっても特性値は大きく向上せず、しかも特性値のばらつきも大きなものとなる。こうした現象が生じるのは、機械的特性が平均結晶粒径ではなく、個々の結晶粒が占める体積率の影響を大きく受けるからであると考えられる。
【００２０】
本発明者らは、こうした点を留意し、結晶粒径のバラツキを低減し得る圧延条件について検討を重ねてきた。その結果、一般に未再結晶温度域と呼ばれている低温の圧延においても、圧延中の歪蓄積によって局所的にオーステナイトの再結晶が引き起こされ、それに伴って結晶粒の成長が生じるという現象が観察された。
【００２１】
そして本発明者らが、上記の現象を抑制する手段について更に鋭意研究した結果、下記（１）〜（３）の要件を組み合わせることによって、組織の均一性を維持しつつ、低温靭性に優れ、且つその特性のバラツキの小さい鋼板となり得ることが判明したのである。
【００２２】
（１）仕上げ圧延時に軽圧下圧延（１パス当たりの最大圧下率：１２％以下の圧延）を適用することによって、前記の未再結晶温度域での局所的な再結晶現象を抑制し得ること。
【００２３】
（２）仕上げ圧延時に、鋼片温度を積極的に冷却制御し、空冷時の速度以上の冷却速度（具体的には、０．５℃／ｓ以上の冷却速度）を適用することによって、軽圧下を適用した場合においても平均結晶粒径の微細化が可能になる（例えば、空冷の場合の冷却速度は、板厚が２３５ｍｍのときに０．１５℃／ｓ、板厚が１２０ｍｍのときに０．２１℃／ｓ、板厚が３０ｍｍのときに０．５２℃／ｓ程度である）。
【００２４】
（３）熱間圧延時のオーステナイト組織の微細化および均一性を確保するためにＴｉ添加を活用する。
【００２５】
尚、上記（１）の要件では、圧下率は小さい方が粗大組織発生の抑制効果は大きくなるものの、１パス当たりの圧下率があまり小さくなると、鋼板製造の際の所要時間が長くなって生産性を低下させることになるので、圧下率は６％以上であることが好ましい。
【００２６】
圧下率１５％以上の高圧下圧延によって結晶粒の微細化を実現する技術思想はこれまでにも数多く存在する。こうした技術は、高圧下圧延によるオーステナイト粒への歪の蓄積を狙ったものである。しかしながらこうした技術では、低温圧延とはいえ圧延温度は７００℃以上であるので、圧延によって導入された歪は容易に回復し易く、高圧下圧延による効果が最大限に発揮されているとは言い難い。
【００２７】
こうした点を改善するために、前記特許第２５７９７２１号や同３２１２３４７号等に提案されているように、圧延中の鋼材に対して積極的に冷却を実施することによって、歪の回復を抑制するという思想も見られる。しかしながら、過度の歪蓄積はオーステナイト未再結晶域での部分的な再結晶現象を引き起こし易く、組織の不均一性を助長する恐れがある。また、前記特許第２３２２３４３号、同３２１２３４８号および３２３７８６１号等の技術においては、高圧下率の適用については言及していないものの、軽圧下圧延に限定している訳でないので、上記と同様の理由によって、組織の不均一を助長する恐れが依然として残っている。
【００２８】
圧延中に導入した歪の回復を抑制する手段としては、２種類が考えられる。その一つは、圧延時のパス間時間を極力短くすることである。これは、タンデム型ミル（圧延機）を用いて製造する熱延鋼板や線材、棒鋼などでは容易に実現し得るのであるが、リバース型圧延を実施する厚板には、設備的制約からその適用が難しくなる。例えばタンデム型圧延ではパス間時間を０．５〜１秒程度にできるのであるが、リバース型圧延ではパス間時間は最短でも１０秒程度になり、板長さが長くなる場合には３０秒もの時間が必要になることもある。
【００２９】
もう一つの手段としては、Ａｒ₃変態点直上の低温域で圧延することが考えられる。但し、低温での圧延では、変形抵抗の増大を招く他、圧延集合組織の発達を促進することになるので、機械的特性の異方性が生じることにもなる。こうした点を改良する手段として、圧延中の鋼材に対して積極的に冷却制御を行い、冷却速度を通常よりも速くすることが有用であることも知られている（例えば、前述の特許第２５７７２１号や同３２１２３４７号等）。しかしながら、高圧下圧延の場合には、組織の不均一性を助長する可能性があるので、これらの改良技術では、延性−脆性破面遷移温度を低温化させる効果はあるものの、その特性のバラツキまでをも抑制することは困難である。
【００３０】
また、前記特許第２３２２３４３号、同３２１２３４８号および３２３７８６１号等では、圧延中の冷却速度を板厚の関数とし規定することによって［Ｖ＞√（１８／ｔ）、Ｖ：冷却速度、ｔ：圧延中の鋼片厚］、歪の回復を抑制するものであるが、歪の回復は板厚ではなく、実体温度および時間に依存することは冶金学において周知の事実である。従って、冷却速度を板厚の関数としても、それほど効果的でないのが実状である。
【００３１】
本発明者らは、これらの点についても検討を重ねた。その結果、圧延中の冷却速度の制御と軽圧下圧延の利用が有効であることが判明した。軽圧下圧延を実施した場合には、１パスで導入される歪量は大圧下圧延に比べて小さい。しかし、歪の回復現象は、導入された歪量が多いほど速く、また鋼材の温度が高いほど速くなることから、軽圧下圧延の場合にはその回復速度が抑制されることになる。また圧延鋼材に対して冷却制御を実施することによって更にその回復が抑制されることになる。従って、軽圧下圧延では歪の蓄積が有効に行われ、しかも１パス毎の歪量が少ないので、歪の局所的集中によるオーステナイト未再結晶温度域での部分的な再結晶現象を抑制することが可能となる。但し、結晶粒の微細化を実現するという観点からして、５０％以上の累積圧下率を確保する必要がある。
【００３２】
尚、圧延中の制御冷却に関しては、その効果を有効に発揮させるためには平均冷却速度を０．５℃／ｓ以上とする必要があり、その冷却速度が速い方が歪の回復抑制に対しては有効であるが、圧延中のパス間時間等の制約によって、冷却速度があまりに速くなる場合には、オーステナイト未再結晶温度域において累積圧下率５０％以上の圧延を実現することが物理的に困難になること、或は板厚が厚い場合にはその冷却自体が困難になるので、実用的にはせいぜい１．０〜１．５℃／ｓ程度までが適当である。このように、圧延中の冷却速度の制御と軽圧下圧延の利用を有効に活用することによって、板厚全断面における微細フェライト粒が容易に実現できるのである。
【００３３】
上記の軽圧下圧延はオーステナイト未再結晶温度域で行う必要があるが、この温度領域は１００℃以上の範囲がある。こうした温度域のうち、歪の蓄積を効果的に実行するためにはできるだけ低温であることが好ましい。こうした観点から、軽圧下圧延における圧延終了温度はオーステナイトからフェライトへの変態が開始されるＡｒ₃変態点直上であることが好ましい。
【００３４】
ところで、上記のような軽圧下圧延および圧延中の冷却制御を実施した場合であっても、熱間圧延中のオーステナイトが均一且つ微細になっていないと、冷却後のフェライト粒を均一且つ微細に保持することは困難である。冷却中に生成するフェライト粒は旧オーステナイト粒界を核生成サイトとするものと、未再結晶域圧延によって導入された変形帯を核生成サイトとしてオーステナイト粒内から生成するものが存在する。旧オーステナイトから生成するフェライト粒の方が、粒内から生成するフェライトよりも形成され易く、しかもその割合が多いため、圧延終了時のオーステナイトは微細であることが望まれる。
【００３５】
本発明者らは、Ｔｉの窒化物を活用した場合には、加熱時のオーステナイト粒径が比較的均一化できることも確認している。こうしたことから本発明においては、鋼板における成分としてＴｉの添加を必須としている。Ｔｉを添加しない場合には、オーステナイト再結晶域圧延によってオーステナイト粒は微細化するが、その後の粒成長を抑制する粒子（本発明ではＴｉ窒化物に相当する）がないときには、微細組織と粗大組織が混在した混粒組織をなり易い。また、混粒組織からフェライトが生成する場合には、前述のようにオーステナイト粒界からのフェライト核生成が優位であるので、最終的に得られるフェライト組織も混粒組織となり易く、粒径バラツキの標準偏差が大きくなる。
【００３６】
また、たとえＴｉを添加している場合であっても、再結晶域での圧延量が不足しているときには、オーステナイト組織の微細化が達成されないので、微細なフェライト粒の実現が困難になるばかりか、Ｔｉ無添加時と同様に混粒組織となり易く、機械的特性を安定化させることが困難になる。こうした事態を回避するための策を検討したところ、９００℃以上のオーステナイト再結晶温度域において累積圧下率で４０％以上の圧延を実施することが有効であることを把握した。即ち、本発明方法では、上記軽圧下圧延に先立ちオーステナイト再結晶温度域において累積圧下率で４０％以上の圧延を実施することも重要な要件である。
【００３７】
上述の如く、本発明はオーステナイトの再結晶を利用する技術であるので、加熱温度はオーステナイト単相域であることが必須になり、たとえオーステナイト単相域の加熱であってもあまりに低温になる場合にはその後の再結晶域での圧延が困難になるので、９５０℃以上の加熱が必要になる。この加熱温度の上限に関しては、特に限定されるものではないが、生産性やエネルギー原単位等の製造コストを考慮すれば、１２００℃以下であることが好ましい。またコストや生産性および組織の均一性等を総合的に考慮した場合の加熱温度の好ましい範囲は１０００〜１１５０℃程度である。
【００３８】
本発明は、圧延によって導入された歪を効率的に残留させることによってフェライト粒の微細化を果たし、同時にその粒径バラツキを低減することを目指したものである。従って、圧延後の処理はオーステナイトからフェライトへの変態を素早く進行させることが必要になる。圧延後に空冷状態で放置した場合には、Ａｒ₃変態点以下の温度まで低下した鋼材の内部では初析フェライトが生成し、その温度が高いほど粒成長が促進される。こうした状態では、初析フェライトのみが粗大化し、組織の不均一が助長されることになる。この初析フェライトの生成と粒成長を防止するためには、圧延後は初析フェライトが生成していないＡｒ₃変態点以上の温度から素早く冷却することが必要になる。またこうした観点から、このときの冷却速度は２℃／ｓ以上とする必要がある。但し、冷却速度があまり大きくなり過ぎると、低温靭性がやや劣る上部ベイナイト組織が混在し始めるので、冷却速度は５℃／ｓ以下とする必要がある。
【００３９】
上記の様にして製造された鋼板では、圧延後に６００℃以下の温度にて焼戻し処理を行ってもその組織状態は殆ど変化しないので、こうした熱処理を施すことも効果的である。こうした熱処理を施すことによって、鋼板内の残留応力を低減できることになる。但し、焼戻し温度が６００℃を超えると、折角微細化したフェライト粒が、再結晶およびそれに引き続く粒成長を引き起こすため粗大組織が生成し、粒度バラツキが大きくなる恐れがある。
【００４０】
本発明の鋼板では、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ、ＴｉおよびＮを基本成分として含むものであるが、これらの元素の範囲限定理由は、次の通りである。
【００４１】
Ｃ：０．０３〜０．１６％
Ｃは、用途上の必要強度を確保するために必要な元素であり、その効果を発揮させるためには、Ｃ含有量は０．０３％以上とする必要がある。また、Ｃ含有量が０．１６％を超えて過剰になると、溶接性および母材靭性の劣化を招くので、０．１６％以下とする必要がある。尚、Ｃ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、更に好ましいは０．０７％以上とするのが良い。また、Ｃ含有量の好ましい上限は０．１２％であり、より好ましいは０．１０％以下とするのが良い。
【００４２】
Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）
Ｓｉは、母材の強度向上および溶鋼の脱酸成分として有用な元素であり、その効果を発揮させるためには０．１％以上含有させることが望ましい。しかし、含有量が多くなり過ぎる溶接性および母材靭性を劣化させるので、０．５％以下、好ましくは０．４％以下、より好ましくは０．３％以下とするのが良い。
【００４３】
Ｍｎ：１．８％以下（０％を含まない）
Ｍｎは、母材の強度上昇元素として有用であり、その為には０．７％以上含有させることが好ましい。但し、Ｍｎを過度に含有させると、母材靭性および溶接性を劣化させるので、１．８％以下、好ましくは１．６％以下、より好ましくは１．５％以下とするのが良い。
【００４４】
Ａｌ：０．０１〜０．０７％
Ａｌは、脱酸剤として有用であるのみならず、窒化物を形成して母材組織の微細化に寄与する元素である、こうした効果を有効に発揮させるためには０．０１％以上含有させることが必要である。しかしながら、Ａｌを過度に含有させると、母材靭性を劣化させるので、０．０７％以下とする必要がある。尚、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、好ましい上限は０．０５５％であり、より好ましくは０．０４５％以下とするのが良い。
【００４５】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは前述の如く、窒化物の形成を通じて鋼片加熱時のオーステナイト粒の細細化効果を有し、熱間圧延時の再結晶オーステナイトの微細化および均一化に非常に有用な元素であり、本発明において必要不可欠の元素である。また、最終組織におけるフェライト粒の微細化および均一化に対しても重要な役割を担っており、更にＴｉ窒化物は圧延終了後のフェライト変態核生成促進効果をも発揮する。こうした効果を発揮させるためには、Ｔｉ含有量は０．００５％以上とすることが必要であるが、０．０２５％を超えて過剰に含有させると、母材靭性を劣化させることになる。尚、Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００７％程度であり、好ましい上限は０．０１５％程度である。
【００４６】
Ｎ：０．００１５〜０．００８％
Ｎは、Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ等の添加元素と窒化物を形成し、母材組織の微細化作用を有する。この様な作用を有効に発揮させるためには、０．００１５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｎ含有量が過剰になって０．００８％を超えると、固溶Ｎの増大を招き、特に溶接部の靭性が劣化するので０．００８％以下とする必要がある。尚、ＮはＴｉとの窒化物形成力が大きいので、Ｔｉと優先的に結合するが、その結合割合は質量比（［Ｔｉ％］／［Ｎ％］）で約３．４であるので、Ｎ含有量はＴｉとの質量比で［Ｔｉ％］／３．４以上であることが好ましい。
【００４７】
本発明鋼板における基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄からなるものであるが、必要によって、（ａ）Ｎｂ：０．００２〜０．０３％および／またはＶ：０．００２〜０．０５％、（ｂ）Ｂ：０．０００２〜０．００２％、（ｃ）Ｃｕ：０．８％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：０．５％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｃｒ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：０．１％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｃａ：０．０００５〜０．００５％および／またはＺｒ：０．０００３〜０．００５％等を含有させることも有効であり、これら含有させる成分に応じて鋼板の特性を更に向上させることができる。これらの成分の範囲限定理通は下記の通りである。尚、これらの成分以外にも、本発明の鋼板においては、その特性を阻害しない程度の微量成分（Ｐ，Ｓ等の不可避不純物やＷ，Ｍｇ等の許容成分）も含み得るものであり、こうした鋼板も本発明の範囲に含まれるものである。
【００４８】
Ｎｂ：０．００２〜０．０３％および／またはＶ：０．００２〜０．０５％
ＮｂおよびＶは、炭窒化物を形成することによって圧延中のオーステナイト粒粗大化抑制作用および再結晶粒抑制作用を有するので、圧延終了後のフェライト粒微細化に有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させるためには、いずれも０．００２％以上含有させることが好ましいが、過剰に含有させると溶接性を劣化させる傾向にあるので、Ｎｂで０．０３％以下、Ｖで０．０５％以下とするのが好ましい。尚、Ｎｂ含有量のより好ましい下限は０．００７％であり、更に好ましい下限は０．０１％であり、より好ましい上限は０．０２５％であり、更に好ましい上限は０．０２％である。また、Ｖ含有量のより好ましい下限は０．００５％であり、更に好ましい下限は０．０１％であり、より好ましい上限は０．０４５％であり、更に好ましい上限は０．０４％である。
【００４９】
Ｂ：０．０００２〜０．００２％
Ｂは、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性を向上させるのに有効な元素であり、この様な作用を有効に発揮させるためには、その含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。但し、０．００２％を超えて含有させると、焼入れ性が増加してフェライト組織より低温靭性の劣る上部ベイナイトの生成を促進し、母材の低温靭性の劣化を招く。尚、Ｂ含有量のより好ましい下限は０．０００５％であり、更に好ましい下限は０．０００７％であり、より好ましい上限は０．００１７％であり、更に好ましい上限は０．００１５％である。
【００５０】
Ｃｕ：０．８％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：０．５％以下（０％を含まない）
ＣｕおよびＮｉは、いずれも低温靭性の向上に寄与するという観点からすれば同効元素である。具体的には、Ｃｕは、結晶粒の微細化および固溶Ｃｕによる低温靭性向上作用を有する元素であるが、フェライト固溶限である０．８％を超える過剰の含有は析出物を生成して母材の靭性を劣化させ、更に溶接性を劣化させるのでその上限を０．８％とすることが好ましく、より好ましくは０．７％以下とするのが良い。尚、Ｃｕによる上記作用を有効に発揮させるためには、０．３％以上含有させることが好ましい。
【００５１】
一方、Ｎｉは、低温靭性の向上に有効な元素であるが、高価なため、その上限を０．５％とすることが好ましく、より好ましくは０．４％以下とするのが良い。
【００５２】
Ｃｒ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：０．１％以下（０％を含まない）
ＣｒおよびＭｏは、いずれも炭窒化物を析出させ、強度上昇に寄与する元素である。こうした作用は含有量が多くなるにつれて大きくなるが、過剰に含有させると溶接性および母材靭性を劣化させるので、その上限はいずれも０．１％とすることが好ましく、より好ましくは０．０７％以下とするのが良い。
【００５３】
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％および／またはＺｒ：０．０００３〜０．００５％
ＣａおよびＺｒは、鋼中の介在物の形態を球状化させることによって母材の靭性を改善する作用を有する元素であり、こうした作用を有効に発揮させるためにはＣａで０．０００５％以上、Ｚｒで０．０００３％以上含有させることが好ましい。しかしながら、これらの元素を過剰に含有させると、母材靭性を却って劣化させるので、いずれも０．００５％以下とするのが好ましい。尚、これらの元素の好ましい下限は、いずれも０．００１％である。
【００５４】
ところで本発明に係る低温靭性に優れた鋼板は、ミクロ組織がフェライトとパーライトを主体するものである。ここで「主体とする」とは、ミクロ組織の好ましくは８０面積％以上、より好ましくは９０面積％以上がフェライトおよび／またはパーライト組織であることを意味し、混在することのあるベイナイト組織やマルテンサイト組織の占める比率が１０面積％以下であることが望ましい。
【００５５】
尚本発明で対象とする鋼板は、基本的に厚さ：２５ｍｍ以上の厚鋼板を想定したものであるが、これに限定されず、例えば厚さ：１０〜１２ｍｍ程度のものでも本発明の効果が有効に達成されるものである。
【００５６】
以下、実施例によって本発明を更に具体的に示すが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００５７】
【実施例】
実施例
前記表１に示した化学成分組成を有する各鋼種Ａ〜Ｆを用い、表２および表４に示す条件で、加熱、圧延および加速冷却を行うことにより、各厚み（仕上板厚）の鋼板を製造した。
【００５８】
得られた鋼板について、フェライト粒径に関してナイタールエッチングを施した光学顕微鏡写真を用いて（ｔ／２部、ｔは板厚）、パソコン上の画像解析によってその平均フェライト粒径（円相当平均粒径）およびバラツキ（標準偏差）を測定した。また、シャルピー衝撃試験おいて延性−脆性破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を測定すると共に、ｖＴｒｓのバラツキについても測定した。ｖＴｒｓのバラツキの測定に際して、同一鋼板内のほぼ同一部分より試験片を採取し、シャルピー衝撃試験のフルカーブを５本採取し（各試験温度においてｎ＝３で実施）、その最高値と最低値の差によってバラツキ範囲（偏差）とした。これらの結果を、下記表３および表５に示す。
【００５９】
【表１】

【００６０】
【表２】

【００６１】
【表３】

【００６２】
【表４】

【００６３】
【表５】

【００６４】
これらの結果から、次のように考察できる。表２、３のＮｏ．１〜１８は、いずれも本発明で規定する要件の全てを満たすものであり、いずれもｖＴｒｓが−１００℃以下の優れた低温靭性を示しており、しかもそのバラツキも１４℃以内と小さくなっていることが分かる。これに対して、表４、５のＮｏ．１９〜３６は、本発明で規定する要件のいずれかを欠くものであり、ｖＴｒｓおよびそのバラツキの少なくともいずれかが劣化していることが分かる。次に、各要件についての詳細な検討を行った。
【００６５】
図１は、前記鋼種Ａ（表１）を用いたときの平均フェライト粒径（円相当平均粒径の意味：以下同じ）と延性−脆性破面遷移温度（ｖＴｒｓ）の平均値との関係を示したものである。この結果から明らかなように、フェライト粒径の−１／２乗に比例して（即ち、フェライト粒径が微細化していくほど）、ｖＴｒｓが低温側に移行していく（低温靭性が向上していく）ことが分かる。
【００６６】
図２は、前記鋼種Ａを用いたときの平均フェライト粒径のバラツキ（標準偏差）と延性−脆性破面遷移温度（ｖＴｒｓ）の偏差との関係を示したものである。この結果から明らかなように、結晶粒径のバラツキが大きくなるほど（混粒度が大きいほど）、ｖＴｒｓの偏差も大きくなっていることが分かる。
【００６７】
図３は、前記鋼種Ａを用いたときのオーステナイト未再結晶域での累積圧下率と平均フェライト粒径との関係を示したものである。このときの他の圧延条件は下記の通りである。
（圧延条件）
加熱温度：１０５０℃
再結晶域累積圧下率：５０％
未再結晶域での１パス圧下率：１１％
圧延終了温度：７８０℃
冷却開始温度：７６５℃
加速冷却速度：２．５℃／ｓ
【００６８】
この結果から明らかなように、オーステナイト再結晶域での累積圧下率が大きくなるに従って平均フェライト粒径が微細化していくことが分かる。但し、圧延中の冷却速度が遅い場合には、同一圧下率のときでも平均フェライト粒径は大きくなっている。
【００６９】
図４は、鋼種Ａを用いたときのオーステナイト未再結晶域での１パス圧下率と平均フェライト粒径バラツキ（標準偏差）との関係を示したものである。このときの他の圧延条件は下記の通りである。
（圧延条件）
加熱温度：１０５０℃
再結晶域圧下率：５０％
未再結晶域での累積圧下率：５３〜５５％
圧延終了温度：７８０℃
冷却開始温度：７６５℃または７４０℃
圧延中の平均冷却速度：１．０℃／ｓ
加速冷却速度：２．５℃／ｓ
【００７０】
この結果から明らかなように、１パス圧下率が大きくなるに従って平均フェライト粒径バラツキも大きくなることが分かる。但し、冷却開始温度がＡｒ₃変態点以下の場合には、平均フェライト粒径バラツキはＡｒ₃変態点を超える温度から冷却したときよりも大きくなる。
【００７１】
図５は、前記鋼種Ａを用いたときの圧延終了後の冷却速度と平均フェライト粒径との関係を示したものである。このときの他の圧延条件は下記の通りである。
（圧延条件）
加熱温度：１０５０℃
再結晶域累積圧下率：５０％
未再結晶域累積圧下率：５１〜５３％または４１〜４３％
未再結晶域での１パス圧下率：１１％
圧延終了温度：７８０℃
冷却開始温度：７６５℃
圧延中の平均冷却速度：１．０℃／ｓ
【００７２】
この結果から明らかなように、冷却速度が速くなるに従い平均フェライト粒径が微細化していることが分かる。しかし、５℃／ｓ以上の冷却速度になると、上部ベイナイトの生成が認められるようになる。
【００７３】
図６は、鋼種Ａを用いたときのオーステナイト再結晶域の累積圧下率と平均フェライト粒径との関係を示したものである。このときの他の圧延条件は下記の通りである。
（圧延条件）
加熱温度：１０５０℃
未再結晶域累積圧下率：５１〜５３％
未再結晶域での１パス圧下率：１１％
圧延終了温度：７８０℃
冷却開始温度：７６５℃
加速冷却速度：２．５℃／ｓ
この結果から明らかなように、再結晶温度域での圧下率が大きくなるに従い平均フェライト粒径が微細化していることが分かる。
【００７４】
【発明の効果】
本発明は以上の様に構成されており、構造物の安全性を確保するための重要な性質の一つである低温靭性のバラツキを低減させ、多量のＮｉを添加することなく安定した特性を発揮することのできる厚鋼板が実現できたものであり、こうした鋼板は構造物の設計に際してその特性のバラツキを考慮せずに設計を可能とするものであり、構造物の安定性向上に大きく貢献するものと期待される。
【図面の簡単な説明】
【図１】平均フェライト粒径と延性−脆性破面遷移温度（ｖＴｒｓ）との関係を示したグラフである。
【図２】平均フェライト粒径バラツキと延性−脆性破面遷移温度（ｖＴｒｓ）の偏差との関係を示したグラフである。
【図３】オーステナイト未再結晶域での累積圧下率と平均フェライト粒径との関係を示したグラフである。
【図４】オーステナイト未再結晶域での１パス圧下率と平均フェライト粒径バラツキ（標準偏差）との関係を示したグラフである。
【図５】圧延終了後の冷却速度と平均フェライト粒径との関係を示したグラフである
【図６】オーステナイト再結晶域の累積圧下率と平均フェライト粒径との関係を示したグラフである。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a steel plate excellent in low temperature toughness, which is one of important properties for ensuring the safety of a structure, and a useful method for producing such a steel plate. In particular, the present invention relates to a technique for realizing a thick steel plate excellent in low-temperature toughness without adding a large amount of expensive elements such as Ni.
[0002]
[Prior art]
It is well known that it is effective to reduce the crystal grain size in order to improve mechanical properties such as low-temperature toughness represented by tensile strength and Charpy impact test in steel sheets. Among these properties, the tensile strength is actually not significantly improved unless an ultrafine structure having a crystal grain size of 2 μm or less is realized. On the other hand, regarding the low temperature toughness, it is known that the characteristic improvement is remarkable even if the crystal grain size is a refinement level up to 4 μm. For example, the ductile-brittle fracture surface transition temperature (vTrs) in a steel sheet having a crystal grain size of 15 to 20 μm, which is a standard level in a conventional controlled rolled steel sheet, is −40 to −70 ° C., whereas the crystal grain size is It is known that the ductile-brittle fracture surface transition temperature (vTrs) can be improved to -100 ° C. or less by miniaturization to a level of 10 μm or less, particularly 7 μm.
[0003]
Conventionally, in order to ensure toughness up to an extremely low temperature range of −100 ° C. or lower, it is considered useful to add a large amount of Ni (for example, about 1 to 3%). It has been widely used for low-temperature steel sheets. This technique is extremely effective for improving low-temperature toughness, but Ni is an expensive element. Therefore, adding such a large amount of Ni has a drawback that the manufacturing cost of the steel sheet increases.
[0004]
Under such circumstances, it has become mainstream to improve low-temperature toughness by refining crystal grains as described above, and many techniques made from this viewpoint have been proposed. For example, in JP-A-63-223124, when rolling is performed in an austenite non-recrystallization temperature range of 850 ° C. or lower and 650 ° C. or higher, rolling (cumulative) is performed at a high rolling reduction rate of 15% or more per pass. By reducing the amount of reduction: 50% or more), a technique has been proposed in which the ferrite structure nucleation sites such as deformation bands in austenite are increased to achieve finer ferrite structure. In such a technique, as seen in Japanese Examined Patent Publication No. Sho 56-4610, it is general to refine the ferrite structure by defining the lower limit of the rolling reduction.
[0005]
As a further improvement of such a technique, for example, a technique such as Japanese Patent No. 2579721 has been proposed. In this technique, the rolling reduction rate is set to 15% or more per pass, and rolling is performed while performing forced cooling at a cooling rate of 1 ° C./sec or more every 1 pass or 2 passes of rolling. The heat generation phenomenon accompanying rolling is suppressed, and the accumulation of strain and deformation bands in austenite due to high-pressure rolling reduction is utilized more efficiently. Japanese Patent No. 3212347 proposes a technique for obtaining a steel sheet having excellent low-temperature toughness by prescribing the cooling rate during rolling at each sheet thickness while performing high-pressure reduction rolling.
[0006]
In these proposed technologies, grain refinement by high pressure reduction is effective in reducing the average grain size of ferrite structure, and austenite structure is uniformly fine in ultra-high reduction rolling with a reduction ratio of 30% or more. It has been revealed that However, when rolling to a rolling reduction of 15 to 25%, even in a region called the austenite non-recrystallization temperature region, austenite recrystallization phenomenon occurs partially due to accumulation of rolling strain, and locally. There was a drawback that non-uniformity of the austenite structure was generated. In addition, in the case of high-pressure rolling, when the thickness and width of the steel sheet increase, the result is that the grain refinement level depends on the ability of the rolling mill, and high quality cannot be stably maintained. There is a fear.
[0007]
Most of the technologies related to crystal grain refinement so far aim to improve the characteristics by obtaining a small average crystal grain size and defining the structure. However, although it is a fact that the characteristic value is improved by reducing the average crystal grain size, there is also a phenomenon that the low-temperature toughness varies although the average ferrite grain size is almost the same.
[0008]
On the other hand, in Japanese Patent Nos. 3321343, 3321348, and 3237786, etc., a steel sheet having excellent low-temperature toughness is manufactured by refining the ferrite structure by defining the relationship between the thick plate during rolling and the cooling rate. The technology to do is disclosed. However, these technologies do not take into consideration the rolling reduction during rolling, so that a partial recrystallization phenomenon occurs in the austenite non-recrystallization temperature range during rolling, which may cause variation in characteristics. .
[0009]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention has been made to solve the above-described problems in the prior art, and its purpose is to reduce variations in low-temperature toughness, which is one of important properties for ensuring the safety of structures. Another object of the present invention is to propose a thick steel plate that can exhibit stable characteristics without adding a large amount of Ni, and a useful method for producing such a thick steel plate.
[0010]
[Means for Solving the Problems]
Thick steel plates that can achieve the above objectives are: C: 0.03 to 0.16%, Si: 0.5% or less (excluding 0%), Mn: 1.8% or less (0% Not containing), Al: 0.01 to 0.07%, Ti: 0.005 to 0.025%, N: 0.0015 to 0.008%, respectively, the balance being iron and inevitable impurities The average equivalent grain diameter of the ferrite grains in the t / 2 part (t is the board thickness) of the thickness section parallel to the rolling direction has a microstructure mainly composed of ferrite and pearlite is 7 μm or less, and the grain size variation The standard deviation is 3 μm or less. The “circle equivalent average particle size” means an average value of the diameters of the circles that are assumed to have the same area while paying attention to individual grains of the corresponding structure. Further, “t / 2 part of the plate thickness cross section parallel to the rolling direction” means t / 2 part of the steel plate cross section (t is the plate thickness) in a plane parallel to the rolling direction and perpendicular to the steel plate surface. .
[0011]
In the thick steel plate of the present invention, (a) Nb: 0.002 to 0.03% and / or V: 0.002 to 0.05%, (b) B: 0.0002 to 0.002 as necessary. %, (C) Cu: 0.8% or less (not including 0%) and / or Ni: 0.5% or less (not including 0%), (d) Cr: 0.1% or less (0% And / or Mo: 0.1% or less (excluding 0%), (e) Ca: 0.0005-0.005% and / or Zr: 0.0003-0.005%, etc. Inclusion is also useful, and the characteristics of the steel sheet are further improved depending on the type of component to be included.
[0012]
On the other hand, the production method of the present invention that has achieved the above-mentioned object is positioned as a method capable of efficiently producing a thick steel plate excellent in low-temperature toughness as described above, and its configuration is The steel material is heated to 950 ° C. or higher, and after rolling at a cumulative reduction ratio of 40% or higher in the austenite recrystallization temperature range of 900 ° C. or higher, the entire steel sheet is heated in the non-recrystallization temperature range of 850 ° C. or lower. While performing cooling at an average cooling rate of 0.5 ° C./s or higher, the maximum reduction rate per pass: 12% or less, the cumulative reduction rate: 50% or more, Ar_ThreeThe gist is that the rolling is finished at the transformation point or higher, and then accelerated cooling is performed at an average cooling rate of 2 to 5 ° C./s. In this method, it is also effective to perform a tempering process at a temperature of 600 ° C. or lower following the accelerated cooling.
[0013]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The inventors of the present invention have studied the cause of variation in low-temperature toughness of a thick steel plate having a microstructure mainly composed of ferrite-pearlite from various angles. As a result, the idea that the variation in the ferrite grain size of the final steel sheet has a close relationship with the variation in the low temperature toughness was obtained. This is considered to be the result of the non-uniformity of austenite generated in rolling under high-pressure rolling causing the non-uniformity of ferrite, which is the structure of the final steel sheet, and affecting the mechanical properties. It was.
[0014]
Under these ideas, the present inventors have further studied the conditions for stably realizing a ductile-brittle fracture surface transition temperature (vTrs) of −100 ° C. or lower and further suppressing the variation within 15 ° C. 1) Excellent when the average grain diameter (equivalent circle average grain diameter) of the ferrite grains in the plate thickness section parallel to the rolling direction is 7 μm or less, and (2) the variation (standard deviation) is 3 μm or less. In addition, the present inventors have found that low-temperature toughness can be stably exhibited and completed the present invention.
[0015]
Important points in the present invention are new findings as shown in the following 1) to 3).
[0016]
1) The mechanical properties (low temperature toughness by Charpy impact test: ductility-brittle fracture surface transition temperature vTrs) are improved as the crystal grain size is smaller, but the improvement margin depends on the refinement of the average crystal grain size. Variations in characteristic values are governed by the degree of variation in crystal grain size.
[0017]
2) When performing finish rolling, by carrying out light reduction (specifically, rolling with a maximum reduction ratio of 12% or less in one pass), partial recrystallization phenomenon is suppressed, and the crystal grain size varies. Is suppressed.
[0018]
3) With regard to the refinement of crystal grains, it has been said that the higher the rolling reduction per one pass is, the more advantageous, but the cooling control of the steel slab during rolling even when the rolling reduction per pass is small. A microstructure can be realized by combining
[0019]
It is known that the mechanical properties of the steel sheet are improved by the refinement of the crystal grain size, and the evaluation is performed based on the average crystal grain size. And the more the smaller crystal grains, the smaller the average crystal grain size is attracted to. However, when large crystal grains are present, the characteristic value is not greatly improved even when the average crystal grain size is small. In addition, the variation of the characteristic value becomes large. The reason why such a phenomenon occurs is considered that the mechanical characteristics are greatly influenced by the volume ratio occupied by individual crystal grains, not the average crystal grain diameter.
[0020]
The inventors of the present invention have been studying rolling conditions that can reduce the variation in the crystal grain size while keeping such points in mind. As a result, even in low-temperature rolling, which is generally called the non-recrystallization temperature range, a phenomenon is observed in which austenite recrystallization is caused locally due to strain accumulation during rolling, and crystal grain growth occurs accordingly. It was done.
[0021]
And as a result of further diligent research on the means for suppressing the above phenomenon by the present inventors, by combining the following requirements (1) to (3), it is excellent in low temperature toughness while maintaining the uniformity of the structure, Moreover, it has been found that the steel sheet can have a small variation in its characteristics.
[0022]
(1) It is possible to suppress the local recrystallization phenomenon in the non-recrystallization temperature range by applying light rolling (maximum rolling reduction per pass: rolling of 12% or less) during finish rolling. .
[0023]
(2) During finish rolling, the steel slab temperature is positively controlled and a cooling rate higher than the air cooling rate (specifically, a cooling rate of 0.5 ° C./s or higher) is applied. Even when the reduction is applied, the average crystal grain size can be reduced (for example, the cooling rate in the case of air cooling is 0.15 ° C./s when the plate thickness is 235 mm, and 120 mm when the plate thickness is 120 mm). 0.21 ° C./s and about 0.52 ° C./s when the plate thickness is 30 mm).
[0024]
(3) Use of Ti addition to ensure refinement and uniformity of the austenite structure during hot rolling.
[0025]
In the above requirement (1), the smaller the rolling reduction, the greater the effect of suppressing the formation of the coarse structure. However, if the rolling reduction per pass is too small, the time required for producing the steel sheet becomes longer and the production is reduced. Therefore, the rolling reduction is preferably 6% or more.
[0026]
There have been many technical ideas to realize crystal grain refinement by high-pressure rolling at a rolling reduction of 15% or more. Such a technique aims at accumulation of strain in austenite grains by rolling under high pressure. However, in such a technique, although the rolling temperature is 700 ° C. or more although it is low temperature rolling, the strain introduced by rolling is easily recovered and it is difficult to say that the effect of rolling under high pressure is maximized. .
[0027]
In order to improve these points, as proposed in the above-mentioned Patent Nos. 2579721 and 3321347, the steel material being rolled is actively cooled, thereby suppressing the recovery of strain. Thoughts can also be seen. However, excessive strain accumulation tends to cause a partial recrystallization phenomenon in the austenite non-recrystallized region, which may promote the inhomogeneity of the structure. Further, in the techniques of the above-mentioned Patent Nos. 2322343, 3212348 and 3237786, etc., although the application of the high pressure reduction rate is not mentioned, it is not limited to the light reduction rolling, so the same reason as above Still leaves the risk of promoting tissue non-uniformity.
[0028]
There are two types of means for suppressing the recovery of strain introduced during rolling. One of them is to shorten the time between passes during rolling as much as possible. This can be easily realized with hot-rolled steel sheets, wire rods, and bar steels manufactured using a tandem mill (rolling mill), but for thick plates for reverse type rolling, its application is limited due to equipment limitations. Becomes difficult. For example, in tandem type rolling, the time between passes can be reduced to about 0.5 to 1 second, but in reverse type rolling, the time between passes is about 10 seconds at the shortest, and when the plate length is increased, it is as long as 30 seconds. Time may be required.
[0029]
As another means, Ar_ThreeIt can be considered that rolling is performed in a low temperature region immediately above the transformation point. However, rolling at a low temperature causes an increase in deformation resistance and also promotes the development of the rolling texture, resulting in anisotropy of mechanical properties. As means for improving such a point, it is also known that it is useful to positively control the cooling of the steel material being rolled so as to increase the cooling rate more than usual (for example, the above-mentioned Patent No. 257721). No. and No. 3212347). However, in the case of rolling under high pressure, there is a possibility of promoting inhomogeneity of the structure. Therefore, although these improved technologies have the effect of lowering the ductile-brittle fracture surface transition temperature, there is a variation in the characteristics. It is difficult to suppress this.
[0030]
Moreover, in the said patent 2322343, 3212348, 3237861, etc., by defining the cooling rate during rolling as a function of sheet thickness, [V> √ (18 / t), V: cooling rate, t: rolling It is a well-known fact in metallurgy that the recovery of strain depends not on the plate thickness but on the actual temperature and time. Therefore, the fact is that the cooling rate is not so effective even as a function of the plate thickness.
[0031]
The present inventors have also studied these points. As a result, it was found that the control of the cooling rate during rolling and the use of light reduction rolling are effective. When light rolling is performed, the amount of strain introduced in one pass is smaller than that of large rolling. However, since the strain recovery phenomenon is faster as the amount of strain introduced is larger and the temperature of the steel material is higher, the recovery rate is suppressed in the case of light rolling. Moreover, the recovery is further suppressed by performing the cooling control on the rolled steel material. Therefore, in light rolling, strain accumulation is effectively performed, and the amount of strain per pass is small, so that the partial recrystallization phenomenon in the austenite non-recrystallization temperature region due to local strain concentration is suppressed. Is possible. However, from the viewpoint of realizing the refinement of crystal grains, it is necessary to ensure a cumulative reduction ratio of 50% or more.
[0032]
As for controlled cooling during rolling, the average cooling rate needs to be 0.5 ° C./s or more in order to effectively exhibit the effect, and the higher the cooling rate, the more the strain recovery is suppressed. However, if the cooling rate becomes too fast due to restrictions such as the time between passes during rolling, it is physically possible to achieve rolling with a cumulative reduction of 50% or more in the austenite non-recrystallization temperature range. However, when the plate thickness is large, the cooling itself becomes difficult, and therefore, practically, about 1.0 to 1.5 ° C./s is suitable at most. Thus, fine ferrite grains in the entire cross section of the plate thickness can be easily realized by effectively utilizing the control of the cooling rate during rolling and the use of light rolling.
[0033]
The light rolling described above needs to be performed in the austenite non-recrystallization temperature range, and this temperature range has a range of 100 ° C. or higher. In such a temperature range, it is preferable that the temperature be as low as possible in order to effectively perform the accumulation of strain. From this point of view, the rolling end temperature in the light rolling is Ar at which transformation from austenite to ferrite starts._ThreeIt is preferable to be immediately above the transformation point.
[0034]
By the way, even when the above-described light rolling and cooling control during rolling are performed, if the austenite during hot rolling is not uniform and fine, the ferrite grains after cooling are uniform and fine. It is difficult to hold. There are two types of ferrite grains that are generated during cooling, one that uses a prior austenite grain boundary as a nucleation site and one that generates from austenite grains using a deformation zone introduced by non-recrystallization zone rolling as a nucleation site. Since ferrite grains produced from prior austenite are more easily formed than ferrite produced from within the grains, and the proportion thereof is larger, it is desirable that the austenite at the end of rolling is fine.
[0035]
The present inventors have also confirmed that when Ti nitride is utilized, the austenite grain size during heating can be made relatively uniform. Therefore, in the present invention, addition of Ti is essential as a component in the steel sheet. When Ti is not added, the austenite grains are refined by austenite recrystallization zone rolling, but when there are no particles (corresponding to Ti nitride in the present invention) to suppress subsequent grain growth, the microstructure and coarse structure It is easy to become a mixed grain structure with a mixture. In addition, when ferrite is generated from a mixed grain structure, since ferrite nucleation from the austenite grain boundary is dominant as described above, the finally obtained ferrite structure is likely to be a mixed grain structure, and there is no variation in grain size. The standard deviation increases.
[0036]
Further, even when Ti is added, when the rolling amount in the recrystallization region is insufficient, the austenite structure cannot be refined, so that it is difficult to realize fine ferrite grains. Or it becomes easy to become a mixed grain structure like the time of no Ti addition, and it becomes difficult to stabilize mechanical characteristics. As a result of studying measures for avoiding such a situation, it has been found that it is effective to perform rolling at a cumulative reduction of 40% or more in an austenite recrystallization temperature range of 900 ° C. or higher. That is, in the method of the present invention, it is also an important requirement to carry out rolling at a cumulative reduction ratio of 40% or more in the austenite recrystallization temperature range prior to the light reduction rolling.
[0037]
As described above, since the present invention is a technique utilizing austenite recrystallization, the heating temperature is required to be in the austenite single phase region, and even if the austenite single phase region is heated, the temperature is too low. Since it becomes difficult to perform subsequent rolling in the recrystallization region, heating at 950 ° C. or higher is required. The upper limit of the heating temperature is not particularly limited, but it is preferably 1200 ° C. or lower in consideration of productivity and production cost such as energy intensity. In addition, a preferable range of the heating temperature is about 1000 to 1150 ° C. when cost, productivity, tissue uniformity, and the like are comprehensively considered.
[0038]
The present invention aims to achieve finer ferrite grains by efficiently remaining strain introduced by rolling, and at the same time reduce the grain size variation. Therefore, the treatment after rolling needs to rapidly advance the transformation from austenite to ferrite. When left in an air-cooled state after rolling, Ar_ThreeProeutectoid ferrite is generated inside the steel material that has been lowered to a temperature below the transformation point, and grain growth is promoted as the temperature increases. In such a state, only pro-eutectoid ferrite is coarsened, and the nonuniformity of the structure is promoted. In order to prevent the formation of pro-eutectoid ferrite and grain growth, Ar does not produce pro-eutectoid ferrite after rolling._ThreeIt is necessary to cool quickly from the temperature above the transformation point. From this point of view, the cooling rate at this time needs to be 2 ° C./s or more. However, if the cooling rate becomes too large, an upper bainite structure having a slightly low temperature toughness starts to be mixed, so the cooling rate needs to be 5 ° C./s or less.
[0039]
In the steel plate manufactured as described above, even if a tempering process is performed at a temperature of 600 ° C. or lower after rolling, the structure state hardly changes. Therefore, it is effective to perform such a heat treatment. By performing such heat treatment, the residual stress in the steel sheet can be reduced. However, when the tempering temperature exceeds 600 ° C., the ferrite grains refined at the corners cause recrystallization and subsequent grain growth, so that a coarse structure is generated and there is a fear that the grain size variation increases.
[0040]
The steel sheet of the present invention contains C, Si, Mn, Al, Ti and N as basic components. The reasons for limiting the ranges of these elements are as follows.
[0041]
C: 0.03-0.16%
C is an element necessary for ensuring the necessary strength for use, and in order to exert its effect, the C content needs to be 0.03% or more. Further, if the C content exceeds 0.16% and becomes excessive, the weldability and the base metal toughness are deteriorated. Therefore, the C content needs to be 0.16% or less. The preferable lower limit of the C content is 0.05%, and more preferably 0.07% or more. Moreover, the upper limit with preferable C content is 0.12%, More preferably, it is good to set it as 0.10% or less.
[0042]
Si: 0.5% or less (excluding 0%)
Si is an element useful for improving the strength of the base metal and as a deoxidizing component of the molten steel, and in order to exert its effect, it is desirable to contain 0.1% or more. However, since the weldability and the base metal toughness are excessively increased, the content is 0.5% or less, preferably 0.4% or less, more preferably 0.3% or less.
[0043]
Mn: 1.8% or less (excluding 0%)
Mn is useful as an element for increasing the strength of the base material, and for that purpose, Mn is preferably contained in an amount of 0.7% or more. However, if Mn is excessively contained, the base metal toughness and weldability are deteriorated, so that it is 1.8% or less, preferably 1.6% or less, more preferably 1.5% or less.
[0044]
Al: 0.01 to 0.07%
Al is not only useful as a deoxidizer, but is also an element that contributes to the refinement of the base metal structure by forming a nitride. In order to effectively exhibit these effects, Al is contained in an amount of 0.01% or more. It is necessary. However, if Al is contained excessively, the toughness of the base material is deteriorated, so it is necessary to make it 0.07% or less. In addition, the minimum with preferable Al content is 0.02%, and a preferable upper limit is 0.055%, More preferably, it is good to set it as 0.045% or less.
[0045]
Ti: 0.005-0.025%
As described above, Ti has an effect of refining austenite grains during heating of the steel piece through the formation of nitride, and is an extremely useful element for refining and homogenizing recrystallized austenite during hot rolling. It is an essential element in the present invention. In addition, it plays an important role in the refinement and homogenization of ferrite grains in the final structure, and Ti nitride also exhibits the effect of promoting ferrite transformation nucleation after the end of rolling. In order to exert such an effect, the Ti content needs to be 0.005% or more. However, if the Ti content exceeds 0.025%, the toughness of the base metal is deteriorated. In addition, the preferable minimum of Ti content is about 0.007%, and a preferable upper limit is about 0.015%.
[0046]
N: 0.0015 to 0.008%
N forms nitrides with additive elements such as Al, Ti, Nb, and V, and has the effect of refining the matrix structure. In order to effectively exhibit such an action, it is necessary to contain 0.0015% or more. However, when the N content becomes excessive and exceeds 0.008%, the solid solution N increases, and particularly the toughness of the welded portion deteriorates, so it is necessary to make it 0.008% or less. Since N has a high nitride forming force with Ti, it preferentially bonds with Ti, but the bonding ratio is about 3.4 in terms of mass ratio ([Ti%] / [N%]). The N content is preferably [Ti%] / 3.4 or more by mass ratio with Ti.
[0047]
The basic components in the steel sheet of the present invention are as described above, and the balance is substantially made of iron. If necessary, (a) Nb: 0.002 to 0.03% and / or V: 0.002. -0.05%, (b) B: 0.0002-0.002%, (c) Cu: 0.8% or less (not including 0%) and / or Ni: 0.5% or less (0% (D) Cr: 0.1% or less (not including 0%) and / or Mo: 0.1% or less (not including 0%), (e) Ca: 0.0005 to 0 It is also effective to contain 0.005% and / or Zr: 0.0003 to 0.005%, and the properties of the steel sheet can be further improved according to the components to be contained. The range limitation of these components is as follows. In addition to these components, the steel sheet of the present invention can also include trace components (inevitable impurities such as P and S and allowable components such as W and Mg) that do not impair the properties. Steel plates are also included in the scope of the present invention.
[0048]
Nb: 0.002-0.03% and / or V: 0.002-0.05%
Nb and V are effective elements for refining ferrite grains after the end of rolling because they have an austenite grain coarsening inhibiting action and a recrystallizing grain inhibiting action during rolling by forming carbonitrides. In order to effectively exhibit such an action, it is preferable to contain 0.002% or more in any case, but since it tends to deteriorate the weldability when excessively contained, Nb is 0.03% or less, V is preferably 0.05% or less. The more preferable lower limit of the Nb content is 0.007%, the still more preferable lower limit is 0.01%, the more preferable upper limit is 0.025%, and the further preferable upper limit is 0.02%. Further, the more preferable lower limit of the V content is 0.005%, the still more preferable lower limit is 0.01%, the more preferable upper limit is 0.045%, and the still more preferable upper limit is 0.04%.
[0049]
B: 0.0002 to 0.002%
B is an element effective for improving the toughness of the weld heat affected zone (HAZ), and in order to effectively exhibit such an action, the content is preferably 0.0002% or more. . However, if the content exceeds 0.002%, the hardenability increases and the formation of upper bainite, which is inferior in low temperature toughness to the ferrite structure, is promoted, and the low temperature toughness of the base material is deteriorated. A more preferable lower limit of the B content is 0.0005%, a further preferable lower limit is 0.0007%, a more preferable upper limit is 0.0017%, and a further preferable upper limit is 0.0015%.
[0050]
Cu: 0.8% or less (not including 0%) and / or Ni: 0.5% or less (not including 0%)
Cu and Ni are synergistic elements from the viewpoint that both contribute to the improvement of low temperature toughness. Specifically, Cu is an element that has the effect of improving the low temperature toughness due to refinement of crystal grains and solid solution Cu, but excessive content exceeding 0.8% which is the ferrite solid solubility limit generates precipitates. Thus, the toughness of the base material is deteriorated and further the weldability is deteriorated. Therefore, the upper limit is preferably set to 0.8%, more preferably 0.7% or less. In addition, in order to exhibit the said effect | action by Cu effectively, it is preferable to contain 0.3% or more.
[0051]
On the other hand, Ni is an element effective for improving low-temperature toughness, but is expensive, so its upper limit is preferably 0.5%, more preferably 0.4% or less.
[0052]
Cr: 0.1% or less (not including 0%) and / or Mo: 0.1% or less (not including 0%)
Cr and Mo are elements that precipitate carbonitride and contribute to an increase in strength. Such an effect increases as the content increases. However, if excessively contained, the weldability and the base metal toughness deteriorate, so the upper limit is preferably set to 0.1%, and more preferably 0.07. % Or less is good.
[0053]
Ca: 0.0005 to 0.005% and / or Zr: 0.0003 to 0.005%
Ca and Zr are elements that have the effect of improving the toughness of the base metal by spheroidizing the inclusions in the steel, and 0.0005% or more of Ca is required to effectively exhibit these effects. It is preferable to contain 0.0003% or more in Zr. However, if these elements are excessively contained, the toughness of the base metal is deteriorated, and therefore, it is preferable that both be 0.005% or less. The preferred lower limit for these elements is 0.001%.
[0054]
By the way, the steel sheet excellent in low temperature toughness according to the present invention has a microstructure mainly composed of ferrite and pearlite. Here, “mainly” means that 80% by area or more, more preferably 90% by area or more of the microstructure is a ferrite and / or pearlite structure, and a bainite structure or martensite that may be mixed. It is desirable that the ratio of the site organization is 10 area% or less.
[0055]
In addition, although the steel plate made into object by this invention assumes thickness steel plate of thickness 25mm or more fundamentally, it is not limited to this, For example, the effect of this invention is also about thickness: 10-12mm Is effectively achieved.
[0056]
Hereinafter, the present invention will be described in more detail by way of examples. However, the following examples are not of a nature that limits the present invention, and any design changes in accordance with the gist of the preceding and following descriptions are technical aspects of the present invention. It is included in the range.
[0057]
【Example】
Example
By using each steel type A to F having the chemical composition shown in Table 1 and heating, rolling and accelerated cooling under the conditions shown in Table 2 and Table 4, steel sheets of each thickness (finished plate thickness) are obtained. Manufactured.
[0058]
About the obtained steel plate, the average ferrite particle size (equivalent circle average particle size) was analyzed by image analysis on a personal computer using an optical micrograph obtained by performing nital etching on the ferrite particle size (t / 2 parts, t is the plate thickness). Diameter) and variation (standard deviation). In addition, the ductile-brittle fracture surface transition temperature (vTrs) was measured in the Charpy impact test, and the variation in vTrs was also measured. When measuring the variation in vTrs, specimens were taken from almost the same part in the same steel sheet, and five full curves of Charpy impact test were taken (implemented at n = 3 at each test temperature). The variation range (deviation) was determined by the difference. These results are shown in Tables 3 and 5 below.
[0059]
[Table 1]

[0060]
[Table 2]

[0061]
[Table 3]

[0062]
[Table 4]

[0063]
[Table 5]

[0064]
From these results, it can be considered as follows. No. in Tables 2 and 3 Nos. 1 to 18 satisfy all of the requirements defined in the present invention, and all show excellent low temperature toughness with vTrs of −100 ° C. or lower, and the variation is reduced to within 14 ° C. I understand that. On the other hand, Nos. Nos. 19 to 36 lack any of the requirements defined in the present invention, and it is understood that at least one of vTrs and its variation is deteriorated. Next, a detailed study of each requirement was conducted.
[0065]
FIG. 1 shows the relationship between the average ferrite particle size (meaning equivalent circle average particle size: the same applies hereinafter) and the average value of ductile-brittle fracture surface transition temperature (vTrs) when using the steel type A (Table 1). It is shown. As is apparent from this result, vTrs shifts to the low temperature side in proportion to the -1/2 power of the ferrite grain size (that is, as the ferrite grain size becomes finer) (low temperature toughness improves). I understand).
[0066]
FIG. 2 shows the relationship between the variation of the average ferrite grain size (standard deviation) and the deviation of the ductile-brittle fracture surface transition temperature (vTrs) when the steel type A is used. As is clear from this result, it can be seen that the deviation of the vTrs increases as the variation in crystal grain size increases (the mixed grain size increases).
[0067]
FIG. 3 shows the relationship between the cumulative rolling reduction and the average ferrite grain size in the austenite non-recrystallized region when the steel type A is used. Other rolling conditions at this time are as follows.
(Rolling conditions)
Heating temperature: 1050 ° C
Recrystallization zone cumulative reduction rate: 50%
One-pass reduction ratio in the non-recrystallized region: 11%
Rolling end temperature: 780 ° C
Cooling start temperature: 765 ° C
Accelerated cooling rate: 2.5 ° C / s
[0068]
As is apparent from this result, the average ferrite grain size becomes finer as the cumulative rolling reduction in the austenite recrystallization region increases. However, when the cooling rate during rolling is slow, the average ferrite grain size is large even at the same rolling reduction.
[0069]
FIG. 4 shows the relationship between the one-pass rolling reduction and the average ferrite grain size variation (standard deviation) in the austenite non-recrystallized region when steel type A is used. Other rolling conditions at this time are as follows.
(Rolling conditions)
Heating temperature: 1050 ° C
Recrystallization zone reduction: 50%
Cumulative rolling reduction in non-recrystallized region: 53-55%
Rolling end temperature: 780 ° C
Cooling start temperature: 765 ° C or 740 ° C
Average cooling rate during rolling: 1.0 ° C./s
Accelerated cooling rate: 2.5 ° C / s
[0070]
As is apparent from this result, it is understood that the average ferrite particle size variation increases as the one-pass rolling reduction increases. However, the cooling start temperature is Ar_ThreeIf the transformation point or less, the average ferrite grain size variation is Ar_ThreeIt becomes larger than when cooling from a temperature exceeding the transformation point.
[0071]
FIG. 5 shows the relationship between the cooling rate after the end of rolling and the average ferrite grain size when the steel type A is used. Other rolling conditions at this time are as follows.
(Rolling conditions)
Heating temperature: 1050 ° C
Recrystallization zone cumulative reduction rate: 50%
Unrecrystallized zone cumulative rolling reduction: 51 to 53% or 41 to 43%
One-pass reduction ratio in the non-recrystallized region: 11%
Rolling end temperature: 780 ° C
Cooling start temperature: 765 ° C
Average cooling rate during rolling: 1.0 ° C./s
[0072]
As is apparent from this result, it can be seen that the average ferrite grain size becomes finer as the cooling rate increases. However, when the cooling rate is 5 ° C./s or higher, the formation of upper bainite is observed.
[0073]
FIG. 6 shows the relationship between the cumulative rolling reduction of the austenite recrystallization region and the average ferrite grain size when steel type A is used. Other rolling conditions at this time are as follows.
(Rolling conditions)
Heating temperature: 1050 ° C
Unrecrystallized zone cumulative rolling reduction: 51 to 53%
One-pass reduction ratio in the non-recrystallized region: 11%
Rolling end temperature: 780 ° C
Cooling start temperature: 765 ° C
Accelerated cooling rate: 2.5 ° C / s
As is clear from this result, it can be seen that the average ferrite grain size becomes finer as the rolling reduction in the recrystallization temperature region increases.
[0074]
【The invention's effect】
The present invention is configured as described above, and reduces variations in low-temperature toughness, which is one of important properties for ensuring the safety of structures, and provides stable characteristics without adding a large amount of Ni. Thick steel plates that can be used have been realized, and these steel plates can be designed without considering variations in their characteristics when designing the structure, and contribute greatly to improving the stability of the structure. Expected to do.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing the relationship between average ferrite grain size and ductile-brittle fracture surface transition temperature (vTrs).
FIG. 2 is a graph showing a relationship between average ferrite particle size variation and ductility-brittle fracture surface transition temperature (vTrs) deviation.
FIG. 3 is a graph showing the relationship between the cumulative rolling reduction and the average ferrite grain size in an austenite non-recrystallized region.
FIG. 4 is a graph showing the relationship between the one-pass reduction ratio and the average ferrite grain size variation (standard deviation) in the austenite non-recrystallized region.
FIG. 5 is a graph showing the relationship between the cooling rate after rolling and the average ferrite grain size
FIG. 6 is a graph showing the relationship between the cumulative rolling reduction in the austenite recrystallization region and the average ferrite grain size.

Claims

C: 0.03 to 0.16% (meaning mass%, hereinafter the same), Si: 0.5% or less (not including 0%), Mn: 1.8% or less (not including 0%), Al: 0.01 to 0.07%, Ti: 0.005 to 0.025%, N: 0.0015 to 0.008%, respectively , the balance being iron and inevitable impurities , ferrite and pearlite The average equivalent grain diameter of the ferrite grains in the t / 2 part (t is the board thickness) of the board thickness cross section parallel to the rolling direction is 7 μm or less, and the standard deviation of the grain size variation is A steel plate excellent in low temperature toughness, characterized by being 3 μm or less.

Furthermore, the thick steel plate of Claim 1 which contains Nb: 0.002-0.03% and / or V: 0.002-0.05%.

Furthermore, B: The thick steel plate of Claim 1 or 2 which contains 0.0002 to 0.002%.

Furthermore, Cu: 0.8% or less (not including 0%) and / or Ni: 0.5% or less (not including 0%) are contained. Thick steel plate.

Furthermore, Cr: 0.1% or less (0% is not included) and / or Mo: 0.1% or less (not including 0%) is contained. Thick steel plate.

Furthermore, the thick steel plate in any one of Claims 1-5 which contains Ca: 0.0005-0.005% and / or Zr: 0.0003-0.005%.

In manufacturing the thick steel plate according to any one of claims 1 to 6, the steel material was heated to 950 ° C or higher and rolled at a cumulative reduction ratio of 40% or higher in an austenite recrystallization temperature range of 900 ° C or higher. Later, in a non-recrystallization temperature range of 850 ° C. or lower, while performing cooling so that the average cooling rate of the entire steel sheet is 0.5 ° C./s or higher, the maximum reduction rate per pass: 12% or less, cumulative reduction rate : 50% or more of the method for producing a thick steel plate excellent in low-temperature toughness, characterized in that rolling is finished at an Ar ₃ transformation point or higher and then accelerated cooling is performed at an average cooling rate of 2 to 5 ° C./s.

The manufacturing method of Claim 7 which performs a tempering process at the temperature of 600 degrees C or less following the said accelerated cooling.