JP4173603B2 - Steel sheet with excellent arrest and ductile fracture properties - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、アレスト特性（脆性亀裂伝播停止特性）および延性破壊特性に優れた鋼板に関する。本発明によれば、構造物の安全性を確保するために重要な性能の一つであるアレスト特性に優れており、しかも常温時の破壊形態である延性破壊特性にも優れた鋼板を、Ｎｉ等の高価な元素を多量に添加することなく安価に提供することができるので極めて有用である。
【０００２】
【従来の技術】
鋼板のアレスト特性を高めるには、フェライト結晶粒の微細化が有効であることは良く知られている。
【０００３】
例えば▲１▼特開昭６１−２３５５３４号公報には、鋼板両表面より板厚中心方向に板厚の１／８以上の距離にわたって平均粒径５μｍ以下の結晶粒径を有するフェライト結晶粒が面積率にして５０％以上存在するアレスト特性に優れた厚鋼板が開示されている。上記公報によれば、「結晶粒の微細化はアレスト特性の向上に極めて有効である。しかし、通常の厚鋼板の製造法ではその微細化に限界があり、特殊な方法で板厚方向全厚にわたって微細化を図ることは工業的には可能であるが、エネルギー面からみて極めて不利である。」という事情に鑑み、更に鋭意検討した結果、「実際にアレスト特性の向上に大きな効果を示すのは、板厚中心部の結晶粒の微細化よりもむしろ板厚表層部の結晶粒の微細化である」という知見に基づき、上記要件を特定したものと思料される。
【０００４】
ところが、上記公報に記載の如く鋼板表層部の微細フェライト組織を制御することによってアレスト特性の改善効果は見られるものの、板厚中心部の組織がばらつくことによって、引張試験における伸び特性のバラツキが大きいという問題を有することが分かった。
【０００５】
尚、上記公報では、微細フェライト組織の粒組織まで特に特定している訳ではないが、「加工されたフェライトがそのまま最終組織まで残留すると靭性が劣化する」旨記載されていることから、当該公報では、特に表層部の等軸フェライトの微細化を図っているものと考えられる。ここで、等軸フェライトとは、アスペクト比（長径／短径の比）≒１のフェライト粒、即ち、圧延によって圧延方向に伸展していないフェライト粒を意味する。
【０００６】
その他の公知の結晶粒微細化技術として、例えば▲２▼特開平２−３０１５４０号公報には、平均結晶粒径が５μｍ以下の等方的フェライト粒を主体とした組織からなる微細粒フェライト鋼材が、また、▲３▼特開平８−２９５９８２号公報には、鋼板の全厚にわたって平均フェライト粒径が３μｍ以下である鋼板が夫々開示されている。
【０００７】
ところが、その後の検討結果により、等軸フェライト粒組織からなる微細フェライト組織主体の鋼板は、アスペクト比の大きな加工フェライト粒組織からなる微細フェライト組織主体の鋼板に比べ、アレスト特性の点で劣ることが分かった。
【０００８】
そこで、かかる知見に基づき、▲４▼特開平６−２０７２４１号公報には、平均フェライト粒径3μｍ以下の組織が７０％以上存在し、隣接する結晶粒同士で結晶方位の等しい粒から構成されるコロニーのアスペクト比が４以上である表層組織が板厚の５％以上存在し、且つ（１００）面のＸ線強度比が１．５以上を有する組織から構成される複層組織よりなる鋼板が開示されている。これは、鋼板内部の集合組織により脆性亀裂を母材側に誘導し、母材部に反れた亀裂を表裏層部の改質組織により脆性破壊を伝播停止させようというものであり、アレスト特性を向上し得る結晶粒径と集合組織について検討した結果、「フェライトを超細粒化すると共に、フェライトへ与えた加工により発達させた集合組織をそのまま残留させる」ことが有効であるという知見に基づき、完成されたものである。
【０００９】
しかしながら、上記公報では、アスペクト比の大きなフェライト組織を利用しているため、アレスト特性の向上には有効であるものの、鋼板の伸び特性が劣化してしまうという欠点を抱えていることが分かった。
【００１０】
この様に、微細フェライト結晶粒からなる集合組織コロニーを利用して鋼板のアレスト特性を向上させる技術はこれまで種々提案されているものの、いずれもアレスト特性の向上を図ることのみに終始しており、アレスト特性の向上に加え、延性破壊特性（伸び）を更に向上させることまでは全く考慮されていなかった。
【００１１】
一方、硬質層であるベイナイト組織を活用した方法も提案されている。例えば特開平３−１００４６号公報には、ベイナイトのパケットの平均粒径或いはベイナイトを生成する前の旧オーステナイト粒の平均粒径が５μｍ以下であるベイナイトを主体とした組織からなる、加工性に富んだ超細粒ベイナイト鋼材が開示されている。しかしながら、上記鋼材は、硬質層であるベイナイト主体の組織であるため、軟質層であるフェライト組織を主体とする鋼材に比べ、常温時の伸び特性が大きく劣化してしまう。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記事情に着目してなされたものであり、その目的は、アレスト特性のみならず延性破壊特性にも優れた鋼板を提供することにある。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決し得た本発明に係るアレスト特性および延性破壊特性に優れた鋼板とは、ミクロ組織が実質的にフェライト組織、パーライト組織及びベイナイト組織より構成されている鋼板であって、
板の両表面部及び中心部の三層に分けたとき、
両表面部は板厚の各５％以上に亘って、円相当粒径：７μｍ以下の面積、アスペクト比：２〜４のフェライト粒を有するフェライト組織を５０％以上有し、且つ当該部分のベイナイト分率が５〜２５％以下である層で構成され、
中心部は板厚の５０％以上に亘って、円相当平均粒径：４〜１０μｍ、アスペクト比：２以下のフェライト粒を有し、当該部分のベイナイト分率が１０％以下である層で構成されているものであるところに要旨を有する。
【００１４】
本発明において、鋼中の化学成分は、質量％で（以下、同じ）
Ｃ ：０．０３〜０．２％，
Ｓｉ：０．５％以下 （０％を含まない），
Ｍｎ：１．８％以下 （０％を含まない），
Ａｌ：０．０１〜０．１％，
Ｎ ：０．０１％以下（０％を含まない）
残部：Ｆｅ及び不可避不純物であることが推奨される。更に、
▲１▼Ｔｉ：０．０２％以下 （０％を含まない），
Ｎｂ：０．０３％以下 （０％を含まない），
Ｖ ：０．０５％以下 （０％を含まない），
Ｂ ：０．００２％以下（０％を含まない），及び
よりなる群から選択される少なくとも一種を含有したり、
▲２▼Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない），及び
Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）
よりなる群から選択される少なくとも一種を含有したり、
▲３▼Ｃｒ：０．１％以下（０％を含まない），及び
Ｍｏ：０．１％以下（０％を含まない）
よりなる群から選択される少なくとも一種したり、
▲４▼Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない），及び
Ｚｒ：０．０１％以下（０％を含まない）
よりなる群から選択される少なくとも一種を含有するものは本発明の好ましい態様である。
【００１５】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、「鋼板のアレスト特性を高めるべく提案されているこれまでの鋼板は、アレスト特性の向上には有効であるものの、延性破壊特性の向上についてはあまり考慮されていなかった」という現状に基づき、アレスト特性及び延性破壊特性の双方に優れた鋼板を提供すべく検討した。その際、本発明者らは特に、「鋼板のフェライト組織及びベイナイト組織を制御すること」によって上記課題を解決させるべく鋭意研究を重ねてきた。その結果、鋼板表層部の組織を制御することによってアレスト特性の改善を図ると共に、鋼板内部の組織を微細に制御し、且つ当該表層部及び内部のベイナイト分率を適切に制御すれば、鋼板内部の介在物や溶接熱影響部より伸展してきた疲労亀裂を起点とした脆性破壊亀裂の伝播停止特性（アレスト特性）が向上し、更に大型タンカー等の船舶の衝突時などにみられる延性的な破壊に対しても衝突時のエネルギーを鋼板の延性破壊による吸収によって被害を最小限に抑える効果が発揮されることを突止め、本発明を完成したのである。
【００１６】
以下、本発明を構成する各要件について詳述する。
【００１７】
上述した通り、本発明に係るアレスト特性および延性破壊特性に優れた鋼板は、板表面から板厚方向に向けて、アスペクト比の異なるフェライト粒からなるフェライト・パーライト組織を有する層が三層存在している鋼板であり、更に軟質相である当該フェライト・パーライト組織中に硬質相であるベイナイト組織が適切に分散したものである。このうち板の両表面部には夫々、アスペクト比の大きな加工フェライト粒を積極的に形成させると共に、ベイナイト組織を適切に分散させることによりアレスト特性を高め；一方、鋼板の中央部は均一な等軸フェライト粒組織に制御すると共に、ベイナイト組織を抑制することにより常温時の延性破壊に対して重要な伸び特性を向上させるものであり、この様に鋼板の両表面部及び中央部を上記三層構造に制御することにより、「アレスト特性」と「延性破壊特性」という相反する特性を両方満足させることに始めて成功したのである。そして、本発明の要件を特定することにより、万一脆性亀裂が発生したとしても該亀裂伝播を有効に停止させることができ、更には、大型タンカー等の船舶の衝突時に見られる延性的な破壊に対しても優れた性能を発揮し得る鋼板を提供できたのである。この様に鋼板の表層部のみならず中央部のフェライト・ベイナイト組織にも着目し、当該組織がアレスト特性及び延性破壊特性に及ぼす影響について調べ、両者の関係を明らかにしたものは従来知られておらず、本発明者らによって始めて見出された知見であり、この点に本発明の技術的意義が存在する。
【００１８】
まず、本発明鋼板では、（１）ミクロ組織が実質的にフェライト組織、パーライト組織及びベイナイト組織より構成されている鋼板であって、板の両表面部及び中心部の三層に分けたとき、（１）板の両表面部は板厚の各５％以上に亘って、円相当粒径：７μｍ以下の面積、アスペクト比：２〜４のフェライト粒を有するフェライト組織を５０％以上有し、且つ当該部分のベイナイト分率が５〜２５％である層で構成されていることが必要である。
【００１９】
この様に本発明では、実現が困難な微細等軸フェライトに代わって、一般に加工フェライトと呼ばれる圧延方向に伸展した組織を鋼板表層部に積極的に形成させると共に、軟質相であるフェライト・パーライト組織中に硬質相であるベイナイト組織を適切に分散させており、これにより、鋼板のアレスト特性を高めたものである。尚、本発明における加工フェライトは、円相当粒径：７μｍ以下の面積、アスペクト比：２〜４のフェライト粒を有するフェライト組織を５０％以上有する層が、板厚方向に少なくとも５％以上存在することが必要である。ここで、「円相当粒径」とは該当する組織における個々のフェライト粒に着目し、その面積が等しくなるように想定したときの円の直径を求めたものであり、これを平均したものが「円相当平均粒径」である。尚、以下の記載では、上記「円相当平均粒径」を単に平均粒径と略記する場合がある。
【００２０】
前述した通り、鋼板のアレスト特性を高めるためには、鋼板表層部に微細な加工フェライト粒からなる集合組織コロニーが有効であることは従来より知られている。ところが、従来の鋼板はいずれも集合組織コロニーを特定したものであり、本発明の如く個々のフェライト粒について特定したものではなく；また、従来例はいずれもアレスト特性の向上を図ることのみに終始しており、本発明の如く、アレスト特性の向上に加え、更に延性破壊特性も高めることまで意図したものではなかった点で両者は明らかに相違する。そして本発明では、「アレスト特性」と「伸び特性」という相反する特性を両方満足させるために、加工フェライト粒に関する上記要件を特定したのであり、特に、「アレスト特性向上の観点からすればアスペクト比は大きい程好ましいが、伸び特性との両立を考慮すれば、その上限を特定する必要がある」という知見に基づき、その上限を４以下に制限した次第である。好ましくは、円相当平均粒径：６μｍ以下の面積（より好ましくは５μｍ以下の面積）、アスペクト比：２．５以上、３．５以下のフェライト粒を有するフェライト組織を７０％以上有する層が、板厚方向に１０％以上、１５％以下存在することが推奨される。
【００２１】
更に本発明では、上記フェライト・パーライト組織中にベイナイト組織を、５〜２５％以上分散させることが必要であり、これにより、通常のフェライト・パーライト組織を有する鋼板に比べ、アレスト特性が著しく向上するのである。ベイナイト分散によるアレスト特性向上作用を有効に発揮させるには、フェライト・パーライト組織中に５％以上分散させなければならず、好ましくは１０％以上である。但し、その上限が２５％を超えると、硬質層であるベイナイトの影響が大きくなり、軟質層であるフェライトとの強度靭性バランスが崩れ、その結果、脆性亀裂伝播停止特性（アレスト特性）が低下する等の悪影響が見られるため、その上限を２５％にした。好ましくは２０％以下である。
【００２２】
更に本発明鋼板では、（２）板の中心部は、板厚の５０％以上に亘って（即ち、板厚方向中心部から表層部に向け、板厚の１／４以上の範囲に亘って）、円相当平均粒径：４〜１０μｍの面積、アスペクト比：２以下のフェライト粒を有し、且つ当該部分のベイナイト分率が１０％以下である層が存在することが必要であり、これにより、延性破壊特性を高めたところに最重要ポイントが存在する。即ち、本発明ではアレスト特性の向上に加え、延性破壊特性を高めることも主目的として掲げており、これらの両目的を達成すべく、鋼板の表層部のみならず鋼板中心部のミクロ組織をも制御したところに最大の特徴を有する。これに対し、従来技術に掲げた前記▲１▼〜▲４▼の鋼板は、いずれもアレスト特性の向上を目的とするものであり、延性破壊特性の向上には留意していないため、鋼板の組織制御にしても、鋼板表層部のフェライト組織を制御することのみにとどまり、板厚中心部のミクロ組織については延性との関係では全く留意していなかった。その結果、従来の鋼板では引張試験を行ったときの伸び特性のバラツキが大きく、構造部材として使用するには不適切であるという問題を抱えていた。本発明は、かかる不具合を克服すべく、鋼板の表層部のみならず板厚中心部のミクロ組織も適切に制御することにより、従来では達成が困難であった「−８０℃でのアレスト特性：６００ｋｇｆ／ｍｍ2/3以上」という極めて優れたアレスト特性を発揮すると共に、伸び特性も優れた鋼板を提供ることができたのであり、これにより、万一脆性亀裂が発生したとしても該亀裂伝播を有効に停止させることができ、更には、大型タンカー等の船舶の衝突時に見られる延性的な破壊に対しても優れた性能を発揮し得る鋼板を提供することができた点に技術的意義を有するものである。
【００２３】
本発明鋼板の板厚中心部のミクロ組織には、鋼板の表層部に存在するアスペクト比の大きな（アスペクト比２〜４）加工フェライト粒とは異なり、アスペクト比の小さな（アスペクト比２以下）フェライト粒が存在している。しかも、その円相当平均粒径は４〜１０μｍと、鋼板の表層部に存在する加工フェライト粒の粒径（７μｍ以下）と同程度若しくは大きいものであり、この様な特定のミクロ組織とすることによって始めて所望の延性破壊特性を発揮し得たのである。延性破壊特性を高めるためにはアスペクト比は小さい方が良く、かかる観点からアスペクト比の上限を２以下に制御した。一方、その円相当平均粒径が４μｍ未満では、伸び特性における重要な要素の一つである均一伸びは、結晶粒径５μｍ以上の場合では結晶粒径依存性を殆ど示さずほぼ一定となるものの、結晶粒径５μｍ以下では粒径の低下に伴って減少し始め、結晶粒径４μｍ以下ではその低下が顕著になり、結果的に引張試験時の伸び量が低下することから、その下限値を４μｍとした。好ましくは５μｍ以上である。一方、円相当平均粒径が１０μｍを超えると、均一伸びと並んで伸び特性の重要要素の一つである局部伸び（均一伸びの後に現れる伸び）は、結晶粒径の増加に伴い低下するため、結果として引張試験時の伸び量が低下することから、その上限を１０μｍに特定した。好ましくは９μｍ以下である。
【００２４】
そして、本発明では、上記フェライト・パーライト組織中にベイナイト組織を１０％以下分散させることが必要であり、これにより、所望の特性を一層有効に発揮させることができるのである。硬質層であるベイナイトの割合が多くなると伸び特性が低下するため、中央部の組織に対しては、ベイナイト分率はできる限り低い方が好ましい。尚、１０％を超えて分散させると、硬質層であるベイナイトの影響が大きくなり、強度靭性バランスが低下するため、伸び特性が低下する等の悪影響が生じるため、その上限を１０％とした。好ましくは５％以下である。
【００２５】
本発明における上記要件の特定理由を一層明らかにするため、図１〜図７に、これらの各要件が、二重引張試験によるアレスト特性（−８０℃でのアレスト特性）または引張試験時の伸び特性に及ぼす影響について調べた結果をグラフ化して示す。これらのデータは、後記する実施例より抽出したものであり、いずれも表１（後記する）の鋼種Ａ、試験板厚３０ｍｍ，引張試験片ＪＩＳ １Ｂ号（ＧＬ＝２００ｍｍ）を用いて調べた例である。
【００２６】
まず、図１は、鋼板表層部の加工フェライト層厚がアレスト特性に及ぼす影響を示すグラフである（ベイナイト分率：約１０％）。図１及び図２より、アスペクト比：２〜４および円相当粒径：７μｍ以下の面積を有する加工フェライト粒（図中、○及び△）を有する組織が鋼板の５％以上存在するときには、−８０℃でのアレスト特性が目標値の６００ｋｇｆ／ｍｍ3/2を超えており、アレスト特性に極めて優れていることが分かる。尚、当該組織が鋼板の５％以上（この場合は１．５ｍｍ以上）存在する場合であっても、アスペクト比が４．１〜４．７と本発明の要件を超える加工フェライト粒（図中、■）が存在するときには、−８０℃でのアレスト特性が目標値を超えているが、もう一方の要求特性である伸び特性が低下する（図示せず、後記する実施例を参照）ため、本発明では、かかる場合を排除している。
【００２７】
次に、図２は、鋼板表層部の平均フェライト粒径がアレスト特性に及ぼす影響を示すグラフである（表層の加工フェライト層厚２〜２．５ｍｍ，加工フェライト粒のアスペクト比２．３〜３．０，ベイナイト分率約１０％）。図２より、鋼板表層部の平均フェライト粒径が７．０μｍ以下の場合、いずれもアレスト特性が目標値を超えていることが分かる。
【００２８】
図３は、鋼板表層部のフェライト層（２〜２．５ｍｍ）に占める加工フェライト粒の割合がアレスト特性に及ぼす影響について示すグラフである（ベイナイト分率約１０％）。図３より、所定の加工フェライト粒（アスペクト比２〜４，円相当平均粒径５．３〜６．２μｍ）を有するフェライト組織が５０％以上存在する場合には、いずれも優れたアレスト特性を有することが分かる。
【００２９】
また、図４は、鋼板表層部における加工フェライト層中のベイナイト分率がアレスト特性に及ぼす影響を示すグラフである（加工フェライト層２〜２．５μｍ，アスペクト比２．４〜３．０，円相当平均粒径５．３〜６．１μｍ）。図４より、ベイナイト分率が５〜２５％の場合は、いずれも優れたアレスト特性を発揮することが分かる。
【００３０】
また、図５は、鋼板表層部のアスペクト比（平均粒径５．３〜６．０μｍ）が伸び特性に及ぼす影響を示すグラフである。尚、当該鋼板中央部のフェライト組織は、平均粒径６．０〜７．２μｍ，アスペクト比１．３〜１．８のフェライト粒を有し、当該部分のベイナイト分率が約５％である層で構成されている。図５より、鋼板表層部のアスペクト比が２〜４の場合は、いずれも優れた伸び特性を発揮することが分かる。尚、アスペクト比は２未満であっても良好な伸び特性を示すが、もう一方の要求特性であるアレスト特性に悪影響を及ぼす（図示せず）ことから、本発明では、当該アスペクト比を２〜４に特定した次第である。
【００３１】
更に図６は、板厚中央部の平均フェライト粒径が伸び特性に及ぼす影響について示すグラフである。尚、当該鋼板表層部の組織は平均粒径４．１〜４．７μｍ，アスペクト比２．３〜２．７のフェライト粒を有するフェライト組織（ベイナイト分率５〜１０％，加工フェライト層厚２．０〜２．５ｍｍ）で構成されている。図６より、板厚中央部の平均フェライト粒径が４〜１００μｍの場合は、伸びが目標値を超えており、伸び特性に極めて優れていることが分かる。
【００３２】
また、図７は、鋼板中央部におけるフェライト層中のベイナイト分率が伸び特性に及ぼす影響を示すグラフである［表層部：平均粒径４．２〜４．９μｍ，アスペクト比２．１〜２．５，ベイナイト分率２５％以下，加工フェライト層厚２．０〜２．５ｍｍ；中央部：平均粒径６．５〜７．３μｍ，アスペクト比１．３〜１．７）。図７より、ベイナイト分率が１０％以下の場合は、いずれも優れた伸び特性を発揮することが分かる。
【００３３】
次に、本発明鋼板の鋼中化学成分について説明する。上述した通り、本発明の鋼板は、板の両表面部及び中心部の三層に分けたとき、アスペクト比の異なるフェライト粒からなる所定フェライト組織を有し、且つ当該部分に夫々、ベイナイトが適切に分散された層が存在するところに最重要ポイントが存在するものであって、鋼中の化学成分については特に限定されず、本発明の作用を損なわない範囲で適宜設定されるが、好ましい化学成分は以下の通りである。
【００３４】
Ｃ：０．０３〜０．２％
Ｃは、必要強度を確保するためには０．０３％以上添加することが好ましい。より好ましくは０．０５％以上である。但し、過度の添加は溶接性および母材靭性を劣化させることから、その上限を０．２％にすることが好ましい。より好ましくは０．１７％以下である。
【００３５】
Ｓｉ：０．５％以下（０％を含まない）
Ｓｉは、母材の強度上昇および溶鋼の脱酸材として有用な元素であり、その為には０．０５％以上添加することが好ましい。但し、過度の添加は溶接性および母材靭性を劣化させるので、その上限を０．５％とすることが好ましい。より好ましくは０．４５％以下である。
【００３６】
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０．５％以上添加することが好ましい。より好ましくは０．７％以上である。但し、過度の添加は溶接性および母材靭性を劣化させるので、その上限を１．８％以下にすることが好ましい。より好ましくは１．６％以下である。
【００３７】
Ａｌ：０．０１〜０．１％
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細粒化作用を有するが、０．０１％未満ではこの様な作用を有効に発揮することができない。より好ましくは０．０１５％以上である。但し、０．１％を超えて添加すると母材靭性が劣化するため、その上限を０．１％とすることが好ましい。より好ましくは０．０５％以下である。
【００３８】
Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）
Ｎは、上記Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖなどの添加元素と窒化物を形成し、母材組織の細粒化作用を有する。この様な作用を有効に発揮させるには０．００１％以上添加することが好ましい。但し、０．０１％を超えて過剰に添加すると固溶Ｎの増大を招き、特に溶接部の靭性が劣化するのでその上限を０．０１％とすることが好ましい。
【００３９】
本発明鋼板では、上記元素を必須成分として含有し、残部：Ｆｅ及び不可避不純物であることが好ましいが、更に種々の特性付与を目指して、下記元素を積極的に添加することが推奨される。
【００４０】
Ｔｉ：０．０２％以下，Ｎｂ：０．０３％以下，Ｖ：０．０５％以下，及びＢ：０．００２％以下よりなる群から選択される少なくとも一種（いずれの元素も０％を含まない）
これらの元素は、鋼片加熱時のオーステナイト粒粗大化抑制作用、圧延終了後のフェライト変態核生成促進作用、またはオーステナイト粒再結晶抑制効果を通じてフェライト結晶粒の微細化効果を有する元素である。具体的には、Ｔｉは窒化物の形成によって上記作用が得られるが、この様な作用を有効に発揮させるためには０．００４％以上添加することが好ましい。但し、０．０２％を超えて過剰に添加しても母材靭性を劣化させるため、その上限を０．０２％以下にすることが好ましい。
【００４１】
また、Ｎｂは炭窒化物の形成により、圧延中のオーステナイト粒粗大化作用および再結晶抑制作用を発揮し、圧延終了後のフェライト粒微細化に有効な元素であるが、この様な作用を有効に発揮させるためには、０．００２％以上添加することが好ましい。但し、０．０３％を超えて過剰に添加すると溶接性が劣化するため、その上限を０．０３％にすることが好ましい。
【００４２】
Ｖは、Ｎｂと同様、炭窒化物の形成により、圧延中のオーステナイト粒粗大化および再結晶抑制作用を発揮し、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には０．００２％以上添加することが好ましい。但し、０．０５％を超えて過剰に添加すると溶接性が劣化するため、その上限を０．０３％とすることが好ましい。
【００４３】
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０．０００２％以上の添加が好ましい。但し、０．００２％を超えて添加すると、焼入れ性が増加し、母材の低温靭性劣化を招くことから、その上限を０．００２％とすることが好ましい。
【００４４】
Ｃｕ：０．５％以下及びＮｉ：０．５％以下よりなる群から選択される少なくとも一種（いずれの元素も０％を含まない）
これらの元素は、いずれもオーステナイト結晶粒の微細化および低温靭性の向上に寄与する元素である。
【００４５】
具体的には、Ｃｕは、結晶粒の微細化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、０．２％以上添加することが好ましい。但し、多量に添加すると母材の溶接性を劣化させるので、その上限を０．５％とすることが好ましい。
【００４６】
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い。
【００４７】
これらの元素は単独で使用しても良いし、或いは併用しても構わないが、Ｃｕを単独添加すると熱間割れが発生する可能性があることから、Ｎｉも同時に添加し、熱間割れを防止することが好ましい。
【００４８】
Ｃｒ：０．１％以下及びＭｏ：０．１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種（いずれの元素も０％を含まない）
Ｃｒ及び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り、この様な作用を有効に発揮させるためには、いずれの元素も０．０３％以上添加することが好ましい。但し、過度の添加は溶接性および母材靭性を劣化させるため、その上限を０．１％とすることが好ましい。
【００４９】
Ｃａ：０．０１％以下及びＺｒ：０．０１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種（いずれの元素も０％を含まない）
これらの元素は鋼中の介在物形態を球状化させることによって母材の靭性を高める作用を有する。
【００５０】
このうちＣａは、鋼中介在物の形態を球状化させることにより、母材の靭性を改善する効果を有する。この様な作用を有効に発揮させるためには０．０００５％以上添加することが好ましい。但し、過剰の添加は逆に母材の靭性を劣化させるため、その上限を０．０１％とすることが好ましい。
【００５１】
Ｚｒは、Ｃａと同様、鋼中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。この様な作用を有効に発揮させるためには、０．００３％以上添加することが好ましい。但し、過剰の添加は逆に母材の靭性を劣化させるため、その上限を０．０１％とすることが好ましい。
【００５２】
次に、本発明の鋼板を製造する方法について説明する。上述した通り、本発明鋼板は、ミクロ組織が実質的にフェライト組織、パーライト組織及びベイナイト組織よりなる鋼板であって、板の両表面部及び中心部の三層に分けたとき、アスペクト比の異なるフェライト粒からなるフェライト組織を有し、当該各組織中にベイナイト組織が適切に分散された層が三層存在するものである。かかる三層構造を形成させるためには、基本的に、細粒化温度域（Ａｒ3変態点〜Ａｒ3変態点＋６０℃）での圧延工程と、設定した温度域での圧延工程という、二段階の圧延工程を施すことが推奨される。まず、第一段階の圧延では、鋼板表層部から板厚の５％以上の範囲が細粒フェライト組織となる様に細粒化温度域において圧延を施しておき、次いで、第二段階の圧延では、表層部から板厚５％以上の位置をＡｒ3変態点以下且つ板厚中心部の温度が細粒化温度域となる様に温度制御することが推奨され、これにより、所望の構造を得ることができる。好ましくは、第一段階の圧延工程において、鋼板表層部から板厚方向５％以上の厚みに相当する領域を、Ａｒ3変態点〜Ａｒ3＋６０℃の温度範囲で累積圧下率３５％以上の圧延を施し、強制冷却または自然放冷により鋼板表層部からの板厚方向５％以上の厚みに相当する部分をＡｒ3変態点以下に、そして板厚の２５％（１／４）より中心部をＡｒ3変態点〜Ａｒ3＋６０℃の温度範囲に制御した後、第二段階の圧延工程において、累積圧下率５０％以上の圧延を施してから８℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する方法である。
【００５３】
以下実施例に基づいて本発明を詳述する。ただし、下記実施例は本発明を制限するものではなく、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することは全て本発明の技術範囲に包含される。
【００５４】
【実施例】
表１に記載の鋼種Ａ〜Ｉを用い、表２及び表４に示す条件で加熱し、二段階に分けて圧延した後、冷却することにより、表３及び表５に記載の組織を有する鋼板を製造した。尚、表２及び表４に記載の「圧延パターン１」は、板厚表層部から板厚５％までの厚みに相当する部分を細粒化温度域（Ａｒ3〜Ａｒ3＋６０℃）の温度範囲に制御して第一段階の圧延を行った後、強制冷却によって板厚表層部から板厚５％までの厚みに相当する部分をＡｒ3点以下且つ板厚１／４〜１／２の厚みに相当する部分を細粒化温度域に温度制御した後、第二段階の圧延を行ったものである。また、「圧延パターン２」は、上記圧延パターン１において、第一段階の圧延後、自然放冷したこと以外は圧延パターン１と同じ圧延を行ったものである。これらの圧延パターンを夫々図８に示す。
【００５５】
この様にして得られた種々の鋼板につき、引張試験片ＪＩＳ １Ｂ号を用いて引張試験を行い、伸び特性を評価すると共に、−８０℃におけるアレスト特性（脆性亀裂伝播停止特性）を、ＷＥＳに規定される温度勾配型二重引張試験により測定した。
【００５６】
これらの結果を表３及び５に併記する。
【００５７】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【表５】
表３のＮｏ．１〜２５は、いずれも本発明の要件を満足する本発明例であり、−８０℃におけるアレスト特性が目標値の６００ｋｇｆ／ｍｍ2/3を超えると共に、伸び特性も目標値の２７％を超えており、両特性に優れていることが分かる。
【００６３】
これに対し、本発明の要件のいずれかを満足しない表５のＮｏ．１〜２５は、−８０℃におけるアレスト特性または伸び特性のいずれか一方若しくは双方が目標レベルに達しておらず、両特性を満足することができないことが分かる。
【００６４】
【発明の効果】
本発明は以上の様に構成されており、▲１▼鋼板の表層部には、実現が困難な等軸フェライト粒ではなく、容易に実現可能な加工フェライト粒を存在させ、且つ当該部分にベイナイト組織を適切に分散させると共に、▲２▼鋼板の内部組織は均一且つ微細なフェライト組織に制御し、且つ当該部分にもベイナイト組織を適切に分散させることにより、万一脆性破壊亀裂が発生したとしても、その亀裂伝播を停止させる性能に優れるのみならず、衝突時の延性破壊に対しても優れた延性特性を発揮することによりその被害を最小限にとどめることが可能な鋼板を、高価な合金元素を添加することなく提供することができた点で極めて意義深い。本発明によれば、−８０℃におけるアレスト特性は６００ｋｇｆ／ｍｍ2/3を超え、且つＪＩＳ １Ｂ号に記載の引張試験に準じて測定した伸び特性も２７％を超えており、アレスト特性および延性破壊特性の双法に極めて優れた鋼板が得られるため、構造物の安全性向上が図れるなど、産業上利用可能性は極めて高い。
【図面の簡単な説明】
【図１】鋼板表層部の加工フェライト層厚とアレスト特性の関係を示すグラフである。
【図２】鋼板表層部の平均フェライト粒径とアレスト特性の関係を示すグラフである。
【図３】鋼板表層部における加工フェライト粒の割合とアレスト特性の関係を示すグラフである。
【図４】鋼板表層部における加工フェライト層中のベイナイト分率とアレスト特性の関係を示すグラフである。
【図５】鋼板表層の等軸フェライト粒平均粒径と伸び特性の関係を示すグラフである。
【図６】板厚中央部の平均フェライト粒径と伸び特性の関係を示すグラフである。
【図７】鋼板中央部におけるフェライト層中のベイナイト分率と伸び特性の関係を示すグラフである。
【図８】実施例に用いた圧延パターンの概略を示すグラフである。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a steel sheet having excellent arrest characteristics (brittle crack propagation stop characteristics) and ductile fracture characteristics. According to the present invention, a steel plate having excellent arrest properties, which is one of the important performances for ensuring the safety of a structure, and excellent in ductile fracture properties, which is a fracture mode at room temperature, is obtained. This is extremely useful because it can be provided at a low cost without adding a large amount of such an expensive element.
[0002]
[Prior art]
It is well known that refinement of ferrite crystal grains is effective for enhancing the arrest properties of a steel sheet.
[0003]
For example, in (1) JP-A-61-235534, ferrite crystal grains having an average grain size of 5 μm or less over a distance of 1/8 or more of the plate thickness in the center direction of the plate thickness from both surfaces of the steel plate A thick steel plate excellent in arrest properties that is present in an amount of 50% or more is disclosed. According to the above publication, “The refinement of crystal grains is extremely effective for improving the arrest properties. However, there is a limit to the refinement of the normal thick steel plate manufacturing method, and the total thickness direction thickness is reduced by a special method. As a result of further diligent investigations in view of the fact that it is industrially possible to reduce the size over the whole area, but it is extremely disadvantageous from the viewpoint of energy, “It shows a great effect on the improvement of the arrest characteristics. It is considered that the above requirement was specified based on the knowledge that “is the refinement of crystal grains in the surface layer portion of the plate thickness rather than the refinement of crystal grains in the center portion of the plate thickness”.
[0004]
However, although the improvement effect of the arrest property is seen by controlling the fine ferrite structure of the steel sheet surface layer portion as described in the above publication, the variation in the elongation property in the tensile test is large due to the variation of the structure of the center portion of the plate thickness. It turns out that it has a problem.
[0005]
In the above publication, although the grain structure of the fine ferrite structure is not particularly specified, it is described that “the toughness deteriorates when the processed ferrite remains as it is to the final structure”. Therefore, it is considered that the equiaxed ferrite in the surface layer portion is particularly refined. Here, the equiaxed ferrite means ferrite grains having an aspect ratio (major axis / minor axis ratio) ≈1, that is, ferrite grains that have not been extended in the rolling direction by rolling.
[0006]
As other known crystal grain refining techniques, for example, {circle around (2)} JP-A-2-301540 discloses a fine grain ferritic steel material having a structure mainly composed of isotropic ferrite grains having an average crystal grain size of 5 μm or less. Further, (3) JP-A-8-295982 discloses steel sheets each having an average ferrite grain size of 3 μm or less over the entire thickness of the steel sheet.
[0007]
However, as a result of subsequent studies, a steel sheet mainly composed of a fine ferrite structure composed of an equiaxed ferrite grain structure may be inferior in terms of arrest properties compared to a steel sheet mainly composed of a processed ferrite grain structure having a large aspect ratio. I understood.
[0008]
Therefore, based on such knowledge, (4) Japanese Patent Application Laid-Open No. 6-207241 has a structure having an average ferrite grain size of 3 μm or less of 70% or more and is composed of grains having the same crystal orientation between adjacent crystal grains. A steel sheet having a multi-layer structure in which a surface layer structure having a colony aspect ratio of 4 or more is present in an amount of 5% or more of a plate thickness and a (100) plane X-ray intensity ratio is 1.5 or more. It is disclosed. This is to induce a brittle crack to the base metal side by the texture inside the steel plate, and to stop the propagation of the brittle fracture by the reformed structure of the front and back layers of the crack that warped the base metal part. As a result of examining the crystal grain size and the texture that can be improved, based on the finding that it is effective to "fine grain the ferrite and leave the texture developed by processing applied to the ferrite as it is", It has been completed.
[0009]
However, the above publication uses a ferrite structure with a large aspect ratio, and is effective in improving the arrest characteristics, but has the disadvantage that the elongation characteristics of the steel sheet deteriorate.
[0010]
As described above, various techniques for improving the arrest properties of a steel sheet using a textured colony composed of fine ferrite crystal grains have been proposed, but all of them are only aimed at improving the arrest properties. In addition to improving the arrest properties, no further consideration has been given to further improving the ductile fracture properties (elongation).
[0011]
On the other hand, a method using a bainite structure which is a hard layer has also been proposed. For example, in Japanese Patent Laid-Open No. 3-10046, the average particle size of bainite packets or the austenite grains before forming bainite has an average particle size of 5 μm or less. Ultrafine bainite steel has been disclosed. However, since the steel material has a structure mainly composed of bainite, which is a hard layer, the elongation characteristics at room temperature are greatly deteriorated as compared with a steel material mainly composed of a ferrite structure, which is a soft layer.
[0012]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention has been made paying attention to the above circumstances, and an object of the present invention is to provide a steel sheet excellent not only in arrest properties but also in ductile fracture properties.
[0013]
[Means for Solving the Problems]
The steel sheet excellent in arrest properties and ductile fracture characteristics according to the present invention that could solve the above problems is a steel sheet whose microstructure is substantially composed of a ferrite structure, a pearlite structure, and a bainite structure,
When divided into three layers, both surface and center of the plate,
Both surface portions have 5% or more of the plate thickness, 50% or more of a ferrite structure having a ferrite equivalent particle diameter: area of 7 μm or less, and an aspect ratio of 2 to 4, and the bainite in the portion. Composed of layers with a fraction of 5-25% or less,
The central part is composed of a layer having a ferrite equivalent particle diameter of 4 to 10 μm and an aspect ratio of 2 or less over a thickness of 50% or more of the plate thickness, and a bainite fraction of the part being 10% or less. It has a gist where it is.
[0014]
In the present invention, the chemical components in the steel are in mass% (hereinafter the same).
C: 0.03-0.2%,
Si: 0.5% or less (excluding 0%),
Mn: 1.8% or less (excluding 0%),
Al: 0.01 to 0.1%,
N: 0.01% or less (excluding 0%)
The rest: Fe and inevitable impurities are recommended. Furthermore,
(1) Ti: 0.02% or less (excluding 0%),
Nb: 0.03% or less (excluding 0%),
V: 0.05% or less (excluding 0%),
B: 0.002% or less (excluding 0%), and
Containing at least one selected from the group consisting of,
(2) Cu: 0.5% or less (excluding 0%), and
Ni: 0.5% or less (excluding 0%)
Containing at least one selected from the group consisting of,
(3) Cr: 0.1% or less (excluding 0%), and
Mo: 0.1% or less (excluding 0%)
At least one selected from the group consisting of
(4) Ca: 0.01% or less (excluding 0%), and
Zr: 0.01% or less (excluding 0%)
What contains at least 1 type selected from the group which consists of is a preferable aspect of this invention.
[0015]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The inventors of the present invention said that "the steel sheets so far proposed to enhance the arrest properties of the steel sheet were effective in improving the arrest characteristics, but were not considered much in improving the ductile fracture characteristics". Based on the current situation, we studied to provide a steel sheet with excellent arrest properties and ductile fracture properties. At that time, the inventors of the present invention have intensively studied in order to solve the above-mentioned problems, in particular, by “controlling the ferrite structure and bainite structure of the steel sheet”. As a result, by improving the arrest characteristics by controlling the structure of the steel sheet surface layer part, if the structure inside the steel sheet is finely controlled, and the surface layer part and the internal bainite fraction are appropriately controlled, Propagation stop characteristics (arrest characteristics) of brittle fracture cracks starting from fatigue cracks that have spread from the inclusions and weld heat-affected zone, and ductile fractures that occur when ships such as large tankers collide As a result, the inventors have determined that the effect of minimizing damage by absorbing the energy at the time of collision by ductile fracture of the steel sheet is exhibited, and the present invention has been completed.
[0016]
Hereafter, each requirement which comprises this invention is explained in full detail.
[0017]
As described above, the steel sheet having excellent arrest characteristics and ductile fracture characteristics according to the present invention has three layers having ferrite and pearlite structures composed of ferrite grains having different aspect ratios from the sheet surface to the sheet thickness direction. Further, a bainite structure as a hard phase is appropriately dispersed in the ferrite pearlite structure as a soft phase. Of these, both the surface portions of the plate are positively formed with processed ferrite grains having a large aspect ratio, and the arrest characteristics are improved by appropriately dispersing the bainite structure; While controlling the axial ferrite grain structure and suppressing the bainite structure, it is important to improve the elongation characteristics important for ductile fracture at room temperature. By controlling the structure, we succeeded for the first time in satisfying both contradictory properties of “arrest characteristics” and “ductile fracture characteristics”. And by specifying the requirements of the present invention, even if a brittle crack occurs, the crack propagation can be stopped effectively, and further, ductile fracture seen at the time of collision of a large tanker or other ship It was possible to provide a steel sheet capable of exhibiting excellent performance. In this way, focusing on not only the surface layer part of the steel sheet but also the ferrite bainite structure in the center part, the influence of the structure on the arrest properties and ductile fracture properties was investigated, and the relationship between the two was clarified in the past. However, this is the first finding found by the present inventors, and the technical significance of the present invention exists in this respect.
[0018]
First, in the steel sheet of the present invention, (1) when the microstructure is substantially composed of a ferrite structure, a pearlite structure, and a bainite structure, and divided into three layers of both the surface portion and the center portion of the plate, (1) Both surface portions of the plate have 50% or more of a ferrite structure having a ferrite equivalent particle diameter of 7 μm or less and an aspect ratio of 2 to 4 over each 5% or more of the plate thickness, And it is necessary to be comprised with the layer whose bainite fraction of the said part is 5-25%.
[0019]
In this way, in the present invention, instead of fine equiaxed ferrite, which is difficult to realize, a structure generally expanded in the rolling direction called processed ferrite is actively formed in the steel sheet surface layer portion, and a ferrite-pearlite structure that is a soft phase The bainite structure which is a hard phase is appropriately dispersed therein, thereby improving the arrest properties of the steel sheet. The processed ferrite in the present invention has at least 5% or more in the thickness direction of a layer having a ferrite structure having a ferrite equivalent grain size having an equivalent circle diameter of 7 μm or less and an aspect ratio of 2 to 4 in the plate thickness direction. It is necessary. Here, the “equivalent grain size” refers to the individual ferrite grains in the corresponding structure, and the diameter of the circle when the areas are assumed to be equal is obtained, and the average of these is obtained. "Equivalent circle average particle diameter". In the following description, the “equivalent circle average particle diameter” may be simply abbreviated as an average particle diameter.
[0020]
As described above, it has been conventionally known that a textured colony composed of fine processed ferrite grains is effective in the surface layer portion of the steel sheet in order to enhance the arrest characteristics of the steel sheet. However, all of the conventional steel sheets specify a textured colony and are not specified for individual ferrite grains as in the present invention; and all of the conventional examples only improve the arrest properties. However, as in the present invention, the two are clearly different in that they were not intended to improve the ductile fracture characteristics in addition to the improvement of the arrest characteristics. In the present invention, in order to satisfy both of the contradictory properties of “arrest characteristics” and “elongation characteristics”, the above-mentioned requirements regarding the processed ferrite grains are specified. In particular, from the viewpoint of improving the arrest characteristics, the aspect ratio However, the upper limit is limited to 4 or less, based on the knowledge that it is necessary to specify the upper limit in consideration of coexistence with elongation characteristics. Preferably, the layer having 70% or more of a ferrite structure having ferrite grains having an equivalent circle average particle diameter of 6 μm or less (more preferably 5 μm or less) and an aspect ratio of 2.5 or more and 3.5 or less, It is recommended that it be 10% or more and 15% or less in the thickness direction.
[0021]
Furthermore, in the present invention, it is necessary to disperse the bainite structure in the ferrite pearlite structure in an amount of 5 to 25% or more, and as a result, the arrest characteristics are remarkably improved as compared with a steel sheet having a normal ferrite pearlite structure. It is. In order to effectively exhibit the effect of improving the arrest characteristics by bainite dispersion, it is necessary to disperse 5% or more in the ferrite / pearlite structure, and preferably 10% or more. However, if the upper limit exceeds 25%, the influence of bainite, which is a hard layer, is increased, and the balance of strength and toughness with ferrite, which is a soft layer, is lost. As a result, brittle crack propagation stop characteristics (arrest characteristics) are reduced. The upper limit was set at 25%. Preferably it is 20% or less.
[0022]
Furthermore, in the steel sheet of the present invention, (2) the center portion of the plate extends over 50% or more of the plate thickness (that is, over a range of 1/4 or more of the plate thickness from the center portion in the plate thickness direction to the surface layer portion). ), Equivalent circle average particle diameter: 4 to 10 μm area, aspect ratio: 2 or less ferrite grains, and a layer having a bainite fraction of 10% or less in the portion is required. Therefore, the most important point exists where the ductile fracture characteristics are enhanced. That is, in the present invention, in addition to the improvement of arrest properties, the main purpose is to enhance ductile fracture properties.To achieve both of these purposes, not only the surface layer portion of the steel sheet but also the microstructure of the steel sheet center portion is provided. It has the greatest features when controlled. On the other hand, the steel plates of (1) to (4) listed in the prior art are all for the purpose of improving arrest properties and are not paying attention to the improvement of ductile fracture properties. Even in the structure control, only the ferrite structure in the surface layer portion of the steel sheet is controlled, and the microstructure in the central part of the plate thickness is not noted in relation to the ductility. As a result, the conventional steel sheet has a problem that it has a large variation in elongation characteristics when it is subjected to a tensile test and is inappropriate for use as a structural member. In order to overcome such problems, the present invention appropriately controls not only the surface layer portion of the steel plate but also the microstructure of the central portion of the plate thickness, so that it has been difficult to achieve in the past “arrest characteristics at −80 ° C .: 600kgf / mm2/3We were able to provide a steel sheet that exhibited extremely excellent arrest properties and excellent elongation properties, and this effectively stopped the crack propagation even if brittle cracks occurred. In addition, the present invention has technical significance in that a steel sheet capable of exhibiting excellent performance against ductile fracture seen at the time of collision of a ship such as a large tanker can be provided.
[0023]
Unlike the processed ferrite grains having a large aspect ratio (
[0024]
In the present invention, it is necessary to disperse the bainite structure by 10% or less in the ferrite pearlite structure, and thereby the desired characteristics can be more effectively exhibited. When the proportion of bainite, which is a hard layer, increases, the elongation characteristics deteriorate. Therefore, it is preferable that the bainite fraction is as low as possible with respect to the structure at the center. If the dispersion exceeds 10%, the influence of bainite, which is a hard layer, is increased, and the balance of strength and toughness is deteriorated, resulting in adverse effects such as a decrease in elongation characteristics. Therefore, the upper limit was made 10%. Preferably it is 5% or less.
[0025]
In order to further clarify the specific reason for the above requirement in the present invention, FIGS. 1 to 7 show that each of these requirements is the arrest property (arrest property at −80 ° C.) by the double tensile test or the elongation at the tensile test. The result of examining the influence on the characteristics is shown in a graph. These data are extracted from the examples described later, all of which are examined using the steel type A in Table 1 (described later), a test plate thickness of 30 mm, and a tensile test piece JIS 1B (GL = 200 mm). It is.
[0026]
First, FIG. 1 is a graph showing the influence of the processed ferrite layer thickness of the steel sheet surface layer portion on the arrest characteristics (bainite fraction: about 10%). From FIG. 1 and FIG. 2, when there is a structure having a processed ferrite grain having an aspect ratio of 2 to 4 and a circle-equivalent grain size of 7 μm or less (◯ and Δ in the figure) of 5% or more of the steel sheet, − The target value of 600 kgf / mm for the arrest characteristic at 80 ° C3/2It is understood that the arrest characteristics are extremely excellent. Even if the structure is 5% or more of the steel sheet (in this case, 1.5 mm or more), the processed ferrite grains having an aspect ratio of 4.1 to 4.7 exceeding the requirements of the present invention (in the figure) , ■) is present, the arrest characteristic at −80 ° C. exceeds the target value, but the elongation characteristic, which is the other required characteristic, is reduced (not shown, see examples described later). In the present invention, such a case is excluded.
[0027]
Next, FIG. 2 is a graph showing the influence of the average ferrite grain size of the steel sheet surface layer portion on the arrest characteristics (surface layer processed ferrite layer thickness of 2 to 2.5 mm, processed ferrite grain aspect ratio of 2.3 to 3). 0.0, bainite fraction of about 10%). From FIG. 2, it can be seen that when the average ferrite grain size of the steel sheet surface layer portion is 7.0 μm or less, the arrest characteristics exceed the target value.
[0028]
FIG. 3 is a graph showing the influence of the ratio of the processed ferrite grains in the ferrite layer (2 to 2.5 mm) on the surface layer of the steel sheet on the arrest characteristics (bainite fraction of about 10%). As shown in FIG. 3, when 50% or more of the ferrite structure having predetermined processed ferrite grains (aspect ratio of 2 to 4, equivalent circle average particle diameter of 5.3 to 6.2 μm) is present, all have excellent arrest characteristics. It turns out that it has.
[0029]
FIG. 4 is a graph showing the effect of the bainite fraction in the processed ferrite layer in the steel sheet surface layer portion on the arrest characteristics (processed
[0030]
FIG. 5 is a graph showing the effect of the aspect ratio (average particle diameter of 5.3 to 6.0 μm) of the steel sheet surface layer portion on the elongation characteristics. The ferrite structure in the central part of the steel sheet has ferrite grains having an average grain size of 6.0 to 7.2 μm and an aspect ratio of 1.3 to 1.8, and the bainite fraction of the part is about 5%. Consists of layers. From FIG. 5, it can be seen that when the aspect ratio of the steel sheet surface layer portion is 2 to 4, all exhibit excellent elongation characteristics. Although the elongation ratio is good even when the aspect ratio is less than 2, it adversely affects the arrest characteristic, which is the other required characteristic (not shown). It is up to 4 specified.
[0031]
FIG. 6 is a graph showing the influence of the average ferrite grain size at the center of the plate thickness on the elongation characteristics. The structure of the steel sheet surface layer part is a ferrite structure having ferrite grains having an average particle diameter of 4.1 to 4.7 μm and an aspect ratio of 2.3 to 2.7 (bainite fraction of 5 to 10%, processed ferrite layer thickness of 2 0.0 to 2.5 mm). From FIG. 6, it can be seen that when the average ferrite grain size in the central portion of the plate thickness is 4 to 100 μm, the elongation exceeds the target value and the elongation characteristics are extremely excellent.
[0032]
FIG. 7 is a graph showing the effect of the bainite fraction in the ferrite layer in the central portion of the steel sheet on the elongation characteristics [surface layer portion: average particle diameter of 4.2 to 4.9 μm, aspect ratio of 2.1 to 2]. .5, bainite fraction of 25% or less, processed ferrite layer thickness of 2.0 to 2.5 mm; middle portion: average particle diameter of 6.5 to 7.3 μm, aspect ratio of 1.3 to 1.7). From FIG. 7, it can be seen that when the bainite fraction is 10% or less, all exhibit excellent elongation characteristics.
[0033]
Next, chemical components in the steel of the steel sheet of the present invention will be described. As described above, the steel sheet of the present invention has a predetermined ferrite structure composed of ferrite grains having different aspect ratios when divided into three layers of both the surface portion and the center portion of the plate, and bainite is appropriate for each of the portions. The most important point is where the dispersed layers exist, and the chemical components in the steel are not particularly limited and are appropriately set within a range not impairing the action of the present invention. The components are as follows.
[0034]
C: 0.03-0.2%
C is preferably added in an amount of 0.03% or more in order to ensure the required strength. More preferably, it is 0.05% or more. However, excessive addition degrades weldability and base metal toughness, so the upper limit is preferably made 0.2%. More preferably, it is 0.17% or less.
[0035]
Si: 0.5% or less (excluding 0%)
Si is an element useful as an increase in the strength of the base metal and as a deoxidizer for molten steel. For this purpose, it is preferable to add 0.05% or more. However, excessive addition degrades weldability and base metal toughness, so the upper limit is preferably made 0.5%. More preferably, it is 0.45% or less.
[0036]
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, it is preferable to add 0.5% or more. More preferably, it is 0.7% or more. However, excessive addition degrades weldability and base metal toughness, so the upper limit is preferably made 1.8% or less. More preferably, it is 1.6% or less.
[0037]
Al: 0.01 to 0.1%
Al is not only useful as a deoxidizer, but also has the effect of refining the matrix structure by forming nitrides, but if it is less than 0.01%, such an effect cannot be exhibited effectively. . More preferably, it is 0.015% or more. However, since the base material toughness deteriorates when added over 0.1%, the upper limit is preferably made 0.1%. More preferably, it is 0.05% or less.
[0038]
N: 0.01% or less (excluding 0%)
N forms nitrides with additive elements such as Al, Ti, Nb, and V, and has the effect of refining the matrix structure. It is preferable to add 0.001% or more in order to effectively exhibit such an action. However, excessive addition over 0.01% leads to an increase in solid solution N, and particularly the toughness of the welded portion deteriorates, so the upper limit is preferably made 0.01%.
[0039]
The steel sheet of the present invention preferably contains the above elements as essential components and the balance: Fe and unavoidable impurities. However, it is recommended that the following elements be positively added to impart various characteristics.
[0040]
At least one selected from the group consisting of Ti: 0.02% or less, Nb: 0.03% or less, V: 0.05% or less, and B: 0.002% or less (all elements include 0%) Absent)
These elements are elements having an effect of refining ferrite crystal grains through an effect of suppressing austenite grain coarsening during heating of a steel slab, an effect of promoting ferrite transformation nucleation after rolling, or an effect of suppressing recrystallization of austenite grains. Specifically, Ti can obtain the above action by forming a nitride, but 0.004% or more is preferably added in order to effectively exhibit such an action. However, the upper limit is preferably made 0.02% or less in order to deteriorate the toughness of the base metal even if it is added excessively exceeding 0.02%.
[0041]
Nb is an effective element for refining the ferrite grains after rolling by forming a carbonitride and exhibiting austenite grain coarsening and recrystallization suppression during rolling. Therefore, it is preferable to add 0.002% or more. However, if over 0.03% is added, weldability deteriorates, so the upper limit is preferably made 0.03%.
[0042]
V, like Nb, is an element effective for coarsening austenite grains during rolling and suppressing recrystallization during the formation of carbonitrides and for refining ferrite grains after rolling. In order to effectively exhibit such an action, it is preferable to add 0.002% or more. However, if over 0.05% is added, weldability deteriorates, so the upper limit is preferably made 0.03%.
[0043]
B is an element effective for improving the toughness of the weld heat affected zone (HAZ), and 0.0002% or more is preferably added in order to effectively exhibit such an action. However, if added over 0.002%, the hardenability increases and the low temperature toughness of the base material is deteriorated, so the upper limit is preferably made 0.002%.
[0044]
At least one selected from the group consisting of Cu: 0.5% or less and Ni: 0.5% or less (any element does not contain 0%)
These elements are all elements that contribute to refinement of austenite crystal grains and improvement of low temperature toughness.
[0045]
Specifically, Cu is an element effective for refining crystal grains, and it is preferable to add 0.2% or more in order to effectively exhibit such an action. However, if added in a large amount, the weldability of the base metal deteriorates, so the upper limit is preferably made 0.5%.
[0046]
Ni is an element effective for improving low-temperature toughness, but it is expensive, so the upper limit is preferably 0.5%.
[0047]
These elements may be used alone or in combination, but when Cu is added alone, hot cracking may occur. Therefore, Ni is also added at the same time to prevent hot cracking. It is preferable to prevent.
[0048]
At least one selected from the group consisting of Cr: 0.1% or less and Mo: 0.1% or less (any element does not contain 0%)
Cr and Mo are both elements that precipitate carbonitride and contribute to an increase in strength. In order to effectively exhibit such action, it is preferable to add 0.03% or more of any element. . However, excessive addition degrades weldability and base metal toughness, so the upper limit is preferably made 0.1%.
[0049]
At least one selected from the group consisting of Ca: 0.01% or less and Zr: 0.01% or less (any element does not contain 0%)
These elements have the effect | action which raises the toughness of a base material by making the inclusion form in steel spherical.
[0050]
Among these, Ca has the effect of improving the toughness of the base material by spheroidizing the inclusions in the steel. In order to effectively exhibit such an action, it is preferable to add 0.0005% or more. However, excessive addition conversely degrades the toughness of the base material, so the upper limit is preferably made 0.01%.
[0051]
Zr has the effect | action which improves the toughness of a base material by making the form of the inclusion in steel spherical, like Ca. In order to effectively exhibit such an action, it is preferable to add 0.003% or more. However, excessive addition conversely degrades the toughness of the base material, so the upper limit is preferably made 0.01%.
[0052]
Next, a method for producing the steel plate of the present invention will be described. As described above, the steel sheet of the present invention is a steel sheet whose microstructure is substantially composed of a ferrite structure, a pearlite structure, and a bainite structure, and has different aspect ratios when divided into three layers of both the surface portion and the center portion of the plate. It has a ferrite structure composed of ferrite grains, and there are three layers in which the bainite structure is appropriately dispersed in each structure. In order to form such a three-layer structure, basically, the atomization temperature range (ArThreeTransformation point ~ ArThreeIt is recommended to perform a two-stage rolling process: a rolling process at a transformation point + 60 ° C. and a rolling process in a set temperature range. First, in the first stage rolling, rolling is performed in a fine graining temperature range so that a range of 5% or more of the plate thickness from the steel sheet surface layer portion becomes a fine grain ferrite structure, and then in the second stage rolling. , Ar at a position where the plate thickness is 5% or more from the surface layerThreeIt is recommended to control the temperature below the transformation point and so that the temperature at the center of the plate thickness is in the fine graining temperature range, whereby a desired structure can be obtained. Preferably, in the first rolling step, an area corresponding to a thickness of 5% or more from the steel sheet surface layer portion is defined as Ar.ThreeTransformation point ~ ArThreeRolling with a cumulative reduction ratio of 35% or more in a temperature range of + 60 ° C is performed, and a portion corresponding to a thickness of 5% or more from the steel sheet surface layer portion by forced cooling or natural cooling is Ar.ThreeAr below the transformation point and from 25% (1/4) of the plate thicknessThreeTransformation point ~ ArThreeAfter controlling to a temperature range of + 60 ° C., in the second stage rolling process, after rolling at a cumulative reduction rate of 50% or more, cooling is performed at a cooling rate of 8 ° C./s or more.
[0053]
The present invention is described in detail below based on examples. However, the following examples are not intended to limit the present invention, and all modifications made without departing from the spirit of the preceding and following descriptions are included in the technical scope of the present invention.
[0054]
【Example】
Steel plates having the structures described in Table 3 and Table 5 by heating using the steel types A to I described in Table 1 under the conditions shown in Table 2 and Table 4, rolling in two stages, and then cooling. Manufactured. In addition, the “rolling
[0055]
The various steel plates obtained in this way are subjected to a tensile test using a tensile specimen JIS No. 1B to evaluate the elongation characteristics, and the arrest characteristics (brittle crack propagation stop characteristics) at −80 ° C. to WES. It was measured by the temperature gradient type double tensile test specified.
[0056]
These results are also shown in Tables 3 and 5.
[0057]
[Table 1]
[Table 2]
[Table 3]
[Table 4]
[Table 5]
No. in Table 3 Nos. 1 to 25 are examples of the present invention that satisfy the requirements of the present invention, and the arrest characteristics at −80 ° C. are 600 kgf / mm, which is a target value.2/3In addition, the elongation characteristics exceed 27% of the target value, indicating that both characteristics are excellent.
[0063]
In contrast, No. 5 in Table 5 does not satisfy any of the requirements of the present invention. Nos. 1 to 25 show that either one or both of the arrest characteristic and the elongation characteristic at −80 ° C. do not reach the target level, and both characteristics cannot be satisfied.
[0064]
【The invention's effect】
The present invention is configured as described above. (1) In the surface layer portion of the steel sheet, not the equiaxed ferrite grains that are difficult to realize, but easily processed ferrite grains are present, and bainite is present in the portions. While the structure is properly dispersed, and (2) the internal structure of the steel sheet is controlled to be a uniform and fine ferrite structure, and the bainite structure is also appropriately dispersed in the part, it is assumed that a brittle fracture crack has occurred. However, not only is it superior in performance to stop the propagation of cracks, but also an expensive alloy that can minimize the damage by exhibiting excellent ductility characteristics against ductile fracture at the time of collision. This is extremely significant in that it can be provided without adding elements. According to the present invention, the arrest characteristic at −80 ° C. is 600 kgf / mm.2/3In addition, the elongation properties measured according to the tensile test described in JIS 1B exceed 27%, and a steel sheet that is extremely excellent in the dual method of arrest properties and ductile fracture properties can be obtained. The industrial applicability is extremely high.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing the relationship between the processed ferrite layer thickness and the arrest characteristics of a steel sheet surface layer portion.
FIG. 2 is a graph showing the relationship between the average ferrite grain size of the steel sheet surface layer part and the arrest characteristics.
FIG. 3 is a graph showing the relationship between the ratio of processed ferrite grains and arrest characteristics in the steel sheet surface layer portion.
FIG. 4 is a graph showing the relationship between the bainite fraction in the processed ferrite layer and the arrest characteristics in the steel sheet surface layer portion.
FIG. 5 is a graph showing the relationship between the average grain diameter of equiaxed ferrite grains and the elongation characteristics of the steel sheet surface layer.
FIG. 6 is a graph showing the relationship between the average ferrite grain size at the center of the plate thickness and the elongation characteristics.
FIG. 7 is a graph showing the relationship between the bainite fraction in the ferrite layer and the elongation characteristics in the central part of the steel sheet.
FIG. 8 is a graph showing an outline of a rolling pattern used in Examples.
Claims (6)
Ｓｉ：０．５％以下 （０％を含まない），
Ｍｎ：１．８％以下 （０％を含まない），
Ａｌ：０．０１〜０．１％，
Ｎ ：０．０１％以下（０％を含まない），
Ｔｉ：０．０２％以下 （０％を含まない）を含有し、
残部：Ｆｅ及び不可避不純物である鋼板であって、
ミクロ組織がフェライト組織、パーライト組織及びベイナイト組織より構成され、
板の両表面部及び中心部の三層に分けたとき、
両表面部は板厚の各５％以上に亘って、円相当粒径：７μｍ以下、アスペクト比：２〜４のフェライト粒を有するフェライト組織を５０％以上有し、且つ当該部分のベイナイト分率が５〜２５％である層で構成され、
中心部は板厚の５０％以上に亘って、円相当平均粒径：４〜１０μｍ、アスペクト比：２以下のフェライト粒を有し、当該部分のベイナイト分率が１０％以下である層で構成されているものであることを特徴とするアレスト特性および延性破壊特性に優れた鋼板。C: 0.03 to 0.2% (meaning mass%, hereinafter the same),
Si: 0.5% or less (excluding 0%),
Mn: 1.8% or less (excluding 0%),
Al: 0.01 to 0.1%,
N: 0.01% or less (excluding 0%) ,
T i: contains 0.02% or less (not including 0%),
The remainder: steel plate that is Fe and inevitable impurities,
The microstructure is composed of ferrite structure, pearlite structure and bainite structure,
When divided into three layers, both surface and center of the plate,
Both surface portions have a ferrite structure having a ferrite equivalent particle diameter of 7 μm or less and an aspect ratio of 2 to 4 over 5% or more of the plate thickness, respectively, and the bainite fraction of the part Is composed of 5 to 25% of layers,
The central part is composed of a layer having a ferrite equivalent particle diameter of 4 to 10 μm and an aspect ratio of 2 or less over a thickness of 50% or more of the plate thickness, and a bainite fraction of the part being 10% or less. A steel sheet having excellent arrest properties and ductile fracture characteristics characterized by being made of steel.
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