JP4173601B2

JP4173601B2 - Steel sheet with excellent arrest properties and brittle cracking properties

Info

Publication number: JP4173601B2
Application number: JP11707099A
Authority: JP
Inventors: 憲一大江; 重雄岡野; 智竹下; 徹山下
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1999-04-23
Filing date: 1999-04-23
Publication date: 2008-10-29
Anticipated expiration: 2019-04-23
Also published as: JP2000309852A

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）および脆性亀裂発生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、しかも鋼板自体の脆性破壊亀裂発生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鋼板自体の脆性亀裂発生特性に関しては鋼板間でバラツキが大きく、構造部材として使用するには不具合である。
【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、脆性亀裂発生特性に対しては優れた特性を示すものの、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、板厚中心部の組織がばらつくことによって、鋼板自体の脆性亀裂発生特性に関しては鋼板間でバラツキが大きく、構造部材として使用するには不具合である。
【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、鋼板自体の脆性亀裂発生特性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】
【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、アレスト特性に加え、鋼板自体の脆性亀裂発生特性に優れた鋼板を提供するとにある。
【００１２】
【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及び脆性亀裂発生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及びパーラ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、中心部及び該両者間の中間部の五層に分けたとき、
（１）両表面部は板厚の各５％以上に亘って、円相当粒径：５μｍ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％以上有する層で構成され、
（２）中間部は板厚の各２０％以上に亘って、円相当平均粒径：６．５μｍ以下、アスペクト比：２以下のフェライト粒を有す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ものである。
【００１３】
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、
(i)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、
(ii)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、
(iii)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、
(iv)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。
【００１４】
【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、脆性亀裂発生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、アレスト特性及び脆性亀裂発生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た結果、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すれば、低温条件下での脆性亀裂発生を抑制することが可能となり、万一、脆性破壊亀裂が発生したとしてもその伝播を抑制し得ることを突止め、本発明を完成したのである。
【００１５】
以下、本発明を構成する各要件について詳述する。
【００１６】
上述した通り、本発明に係るアレスト特性および脆性亀裂発生特性に優れた鋼板は、ミクロ組織が実質的にフェライト組織及びパーライト組織より構成されている鋼板であって、板表面から板厚方向に向けて、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ことによりアレスト特性を高めると共に、中間部には、均一な微細フェライト粒組織を形成させることにより脆性亀裂発生特性を向上させるものであり、この様に鋼板の両表面部、及び中間部を制御することにより、「脆性亀裂発生特性」と「アレスト特性（脆性亀裂伝播停止特性）」の両方を満足することに成功したのである。そして、本発明の要件を特定することにより、低温条件下での脆性破壊の起点となる脆性亀裂発生を抑制し、万一脆性亀裂が発生した場合においても該亀裂伝播を有効に停止させるのに優れた性能を発揮し得る鋼板を提供できたのである。この様に当該組織がアレスト特性及び脆性亀裂発生特性に及ぼす影響について調べ、両者に対して優れた性能を発揮し得る組織を特定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。
【００１７】
以下、本発明鋼板を詳細に説明する。
【００１８】
まず、本発明鋼板は、ミクロ組織が実質的にフェライト組織及びパーラ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、中心部及びその中間部の五層に分けたとき、（１）両表面部は板厚の各５％以上に亘って、円相当粒径：５μｍ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％以上有す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ており、これにより、鋼板のアレスト特性のみならず、脆性亀裂発生特性との両立を図ったものである。尚、本発明における加工フェライトは、円相当粒径：５μｍ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、更に脆性亀裂発生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「脆性亀裂発生特性」という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、脆性亀裂発生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：４μｍ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】
更に本発明鋼板では、鋼板の表裏表層部に、上記の加工フェライト粒を有するフェライト組織が形成されていると共に、（２）表裏表層部に引続く中間部は板厚の各２０％以上に亘って、円相当平均粒径：６．５μｍ以下、アスペクト比：２以下のフェライト粒を有する層が存在することが必要であり、これにより、脆性亀裂発生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、脆性亀裂発生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間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主目的とするものであり、脆性亀裂発生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、板厚中間部のミクロ組織については脆性亀裂発生特性との関係では全く留意していなかった。その結果、従来の鋼板では板厚中間部の組織が鋼板毎に異なるため、ＣＯＤ試験を行った際に得られる脆性亀裂発生特性値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間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：６００ｋｇ／ｍｍ^2/3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、脆性亀裂発生特性も優れた鋼板を提供することができたのであり、これにより、低温条件下での脆性破壊の起点となる脆性亀裂発生を抑制し、万一脆性亀裂が発生した場合においても該亀裂伝播を有効に停止させるのに優れた性能を発揮し得る鋼板を提供できた点に技術的意義を有するものである。
【００２２】
本発明鋼板の板厚中間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６．５μｍと、鋼板の表層部に存在する加工フェライト粒の平均粒径（５μｍ以下）と若干大きいものであり、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脆性亀裂発生特性を発揮し得たのである。脆性亀裂発生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６．５μｍを超えると、脆性破壊発生特性は結晶粒径の微細化と共に向上することが知られており、その結晶粒径が５μｍ以下になると著しく向上する。換言すれば、結晶粒径が大きくなるに従い、脆性亀裂発生特性は低下することから、その上限を６．５μｍに特定した。好ましくは５μｍ以下である。
【００２３】
尚、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５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）または脆性亀裂発生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５０ｍｍを用いて調べた例である。また、これらの実施では、脆性亀裂発生特性の指標としてＣＯＤ試験（Crack Opening Displacement：亀裂塑性開口変位試験）を実施し、−８０℃での脆性破壊発生限界値（ｍｍ）を算出した。
【００２４】
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。図１より、アスペクト比：２．０以上および円相当平均粒径：５．０μｍ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／ｍｍ^3/2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、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、■）であっても、当該組織が鋼板の５％以上（この場合は１．５ｍｍ以上）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脆性亀裂発生特性が低下する（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。
【００２５】
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３．０〜３．５ｍｍ，加工フェライト粒のアスペクト比２．２〜２．７）。図２より、鋼板表層部の平均フェライト粒径が５．０μｍ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。
【００２６】
図３は、鋼板表層部のフェライト層（３．０〜３．５ｍｍ）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。図３より、所定の加工フェライト粒（アスペクト比２．０〜４．０，円相当平均粒径５．０μｍ以下）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。
【００２７】
また、図４は、鋼板中間部のフェライト層におけるフェライト粒径及びアスペクト比が脆性亀裂発生特性に及ぼす影響を示すグラフである。図４より、鋼板中間部のアスペクト比が１．０〜２．０で、且つ平均粒径が６．５μｍの場合は、いずれも優れた脆性亀裂発生特性を発揮することが分かる。
【００２８】
更に図５は、板厚中間部のフェライト層厚さの割合が脆性亀裂発生特性に及ぼす影響について示すグラフである。尚、当該鋼板中間部のフェライト組織は平均粒径５．５〜６．５μｍの細粒フェライト粒で構成されている。図５より、板厚の２０％以上にわたって上記細粒フェライト層が存在する場合は、脆性亀裂発生特性に優れていることが分かる。
【００２９】
尚、本発明鋼板は鋼板表層部および中間部が夫々、上記層で構成されているところに最重要ポイントがあり、板厚中央部の組織については、実質的にフェライト組織およびパーライト組織で構成されていること以外は特に限定されないが、一層優れた特性を発揮させるには、平均フェライト粒径１０μｍ以下且つアスペクト比２以下の組織に制御することが推奨される。
【００３０】
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間部の五層に分けたとき、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する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。
【００３１】
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。
【００３２】
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。
【００３３】
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。
【００３４】
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。
【００３５】
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。
【００３６】
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。
【００３７】
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。
【００３８】
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。
【００３９】
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。
【００４０】
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。
【００４１】
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。
【００４２】
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。
【００４３】
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。
【００４４】
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。
【００４５】
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。
【００４６】
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。
【００４７】
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。
【００４８】
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。
【００４９】
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及びパーライト組織よりなる鋼板であって、板の両表面部及、両中間部及び中央部の五層に分けたとき、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する層が存在するものである。かかる五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、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変態点以下且つそれに引続く板厚中心方向に板厚の２０％以上の範囲の温度が細粒化温度域となる様に温度制御することにより、表層部に加工フェライト、それに引続く中間部に細粒フェライトを形成させることができる。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％以上の圧延を施した後、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、そしてそれに引続く板厚の２０％以上の部分を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４４％以上の圧延を施す方法である。
【００５０】
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。
【００５１】
【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」とは、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点以下且つそれに引続く板厚の２０％以上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６に示す。
これらの圧延パターンを夫々図６に示す。
【００５２】
この様にして得られた種々の鋼板につき、脆性亀裂発生特性の指標としてＣＯＤ試験を実施し、−８０℃での脆性破壊発生限界値（ｍｍ）を算出すると共に、−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。
【００５３】
これらの結果を表３及び５に併記する。
【００５４】
【表１】

【００５５】
【表２】

【００５６】
【表３】

【００５７】
【表４】

【００５８】
【表５】

【００５９】
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６００ｋｇ／ｍｍ^2/3を超えると共に、脆性亀裂発生特性も目標値の０．２ｍｍを超えており、両特性に優れていることが分かる。
【００６０】
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．２６〜４６は、−８０℃におけるアレスト特性または脆性亀裂発生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。
【００６１】
【発明の効果】
本発明は以上の様に構成されており、実現が困難な微細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鋼板の表層部に存在させると共に、鋼板の中間組織を均一且つ微細なフェライト組織に制御することにより、アレスト特性に優れると共に、低温での脆性亀裂発生特性の確保が困難な板厚５０ｍｍを超える厚鋼板においても鋼板自体の脆性亀裂発生特性を低減することができた。本発明鋼板によれば、脆性破壊の起点となる脆性亀裂発生を抑制し、万一脆性亀裂が発生した場合においても、その亀裂伝播を停止させ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。本発明では、−８０℃におけるアレスト特性は６００ｋｇ／ｍｍ^2/3を超え、且つ脆性亀裂発生特性の指標であるＣＯＤ特性も０．２ｍｍを超えており、アレスト特性および脆性亀裂発生特性の双方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】図１は、鋼板表層部の加工フェライト層厚とアレスト特性との関係を示すグラフである。
【図２】図２は、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】図３は、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との関係を示すグラフである。
【図４】図４は、鋼板中間部の細粒フェライト層におけるフェライト平均粒径と脆性亀裂発生特性との関係を示すグラフである。
【図５】図５は、鋼板中間部の細粒フェライト層が板厚に占める割合と脆性亀裂発生特性との関係を示すグラフである。
【図６】図６は、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 brittle crack initiation characteristics. According to the present invention, a steel sheet that is excellent in arrest characteristics, which is one of the important performances for ensuring the safety of a structure, and also has excellent brittle fracture cracking characteristics of the steel sheet itself, such as Ni or the like. This is extremely useful because it can be provided at low cost without adding a large amount of expensive elements.
[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, as described in the above publication, the effect of improving the arrest properties can be seen by controlling the fine ferrite structure of the surface layer of the steel sheet, but the brittle cracking characteristics of the steel sheet itself are affected by the variation in the structure of the central part of the plate thickness. It is a problem to use as a structural member.
[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, steel sheets mainly composed of a fine ferrite structure composed of an equiaxed ferrite grain structure showed excellent characteristics for brittle crack initiation characteristics, but a fine ferrite composed of a processed ferrite grain structure with a large aspect ratio. It was found that it was inferior in the arrest characteristics compared to the steel sheet mainly composed of tissue.
[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, in the above publication, since a ferrite structure having a large aspect ratio is used, it is effective in improving the arrest characteristics. However, regarding the brittle crack generation characteristics of the steel sheet itself due to variations in the structure of the center part of the plate thickness. Variations between steel plates are large, which is a problem when used as a structural member.
[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 brittle cracking properties of the steel sheet itself.
[0011]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention has been made by paying attention to the above circumstances, and an object of the present invention is to provide a steel sheet excellent in brittle crack generation characteristics of the steel sheet itself in addition to the arrest characteristics.
[0012]
[Means for Solving the Problems]
The steel sheet having excellent arrest characteristics and brittle crack generation characteristics according to the present invention that has solved the above problems is a steel sheet whose microstructure is substantially composed of a ferrite structure and a pearlite structure, and both surfaces of the plate When divided into five layers, the middle part, the middle part and the middle part between the two,
(1) Both surface portions are each composed of a layer having a ferrite structure having a ferrite grain having a circle equivalent particle diameter of 5 μm or less and an aspect ratio of 2 to 4 over 50% of the plate thickness over 5% or more of the plate thickness,
(2) The intermediate portion is composed of a layer having ferrite grains having an equivalent circle average particle diameter of 6.5 μm or less and an aspect ratio of 2 or less over each 20% or more of the plate thickness. It is what has.
[0013]
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,
(i) 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,
(ii) 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,
(iii) Cr: 0.1% or less (excluding 0%), and
Mo: 0.1% or less (excluding 0%)
At least one selected from the group consisting of
(iv) 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.
[0014]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The inventors of the present invention "although steel sheets proposed so far to improve the arrest properties of steel sheets are effective in improving the arrest characteristics, but little consideration has been given to improving the brittle crack initiation characteristics." Based on this situation, the present inventors have studied to provide a steel sheet that is excellent in both arrest characteristics and brittle crack generation characteristics. At that time, the inventors of the present invention have intensively studied to solve the above problems by “controlling the ferrite structure of the steel sheet”, and as a result, improving the arrest characteristics by controlling the structure of the surface layer of the steel sheet. At the same time, if the microstructure inside the steel sheet is finely controlled, it is possible to suppress the occurrence of brittle cracks under low temperature conditions, and it has been determined that even if a brittle fracture crack occurs, its propagation can be suppressed. The present invention has been completed.
[0015]
Hereafter, each requirement which comprises this invention is explained in full detail.
[0016]
As described above, the steel sheet having excellent arrest characteristics and brittle crack generation characteristics according to the present invention is a steel sheet whose microstructure is substantially composed of a ferrite structure and a pearlite structure, and is directed from the plate surface toward the plate thickness direction. In addition, both the surface parts of the plate are improved in arrest properties by actively forming processed ferrite grains with a large aspect ratio, and at the middle part, brittle cracks are formed by forming a uniform fine ferrite grain structure. This improves the generation characteristics. By controlling both the surface and middle of the steel plate in this way, both the “brittle crack generation characteristics” and the “arrest characteristics (brittle crack propagation stop characteristics)” are satisfied. It was a success. And by specifying the requirements of the present invention, it is possible to suppress the occurrence of brittle cracks, which are the starting point of brittle fracture under low temperature conditions, and to effectively stop the crack propagation even if brittle cracks occur. It was possible to provide a steel sheet capable of exhibiting excellent performance. As described above, the influence of the structure on the arrest characteristics and brittle crack initiation characteristics has been investigated, and what has identified a structure capable of exhibiting excellent performance for both has not been known so far. This is the findings that have been made, and the technical significance of the present invention exists in this respect.
[0017]
Hereinafter, the steel sheet of the present invention will be described in detail.
[0018]
First, the steel sheet of the present invention is a steel sheet whose microstructure is substantially composed of a ferrite structure and a pearlite structure. When the steel sheet is divided into five layers of the surface portion, the center portion, and the intermediate portion of the plate, (1 ) Both surface portions are each composed of a layer having a ferrite structure having a ferrite grain having a circle equivalent particle diameter of 5 μm or less and an aspect ratio of 2 to 4 over 50% of the plate thickness over 5% or more of the plate thickness. is necessary.
[0019]
As described above, in the present invention, instead of fine equiaxed ferrite, which is difficult to realize, a structure that is generally extended in the rolling direction, called processed ferrite, is actively formed on the surface layer portion of the steel sheet. In addition to this, it is intended to be compatible with the brittle crack generation characteristics. The processed ferrite in the present invention has at least 5% or more of a layer having a ferrite structure having an equivalent grain size of 5 μm or less and an aspect ratio of 2 to 4 having a ferrite structure of 50% or more 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 brittle crack generation characteristics in addition to the improvement of the arrest characteristics. In the present invention, in order to satisfy both the characteristics of “arrest characteristics” and “brittle crack generation 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 the compatibility with the brittle crack generation characteristics. Preferably, a layer having 70% or more of a ferrite structure having a ferrite-equivalent mean grain size: area of 4 μm or less and an aspect ratio of 2.5 or more and 3.5 or less is 10% or more in the plate thickness direction, 15 % Or less is recommended.
[0021]
Furthermore, in the steel sheet of the present invention, the ferrite structure having the processed ferrite grains is formed on the front and back surface layer portions of the steel plate, and (2) the intermediate portion following the front and back surface layer portions covers 20% or more of the plate thickness. In addition, it is necessary that a layer having ferrite grains having a circle-equivalent average particle diameter of 6.5 μm or less and an aspect ratio of 2 or less is present. To do. That is, in the present invention, in addition to improving the arrest properties, the main purpose is to increase the brittle crack generation properties, and in order to achieve both of these purposes, not only the surface layer portion of the steel sheet but also the microstructure of the middle part of the steel sheet is used. Also has the greatest features in the controlled. On the other hand, the steel plates of the above (1) to (4) listed in the prior art are all for the purpose of improving the arrest properties, and are not paying attention to the improvement of brittle crack generation properties. Even when controlling the structure of the steel sheet, the ferrite structure at the surface layer of the steel sheet was only controlled, and the microstructure of the middle part of the sheet thickness was not noted at all in relation to brittle crack initiation characteristics. As a result, in the conventional steel sheet, the structure of the middle part of the plate thickness differs from one steel sheet to another, so the variation in the brittle crack initiation characteristic value obtained when performing the COD test is large, and it is inappropriate for use as a structural member. I had a problem. In order to overcome such problems, the present invention appropriately controls not only the surface layer portion of the steel sheet but also the microstructure of the middle part of the plate thickness, thereby making it difficult to achieve the “arrest characteristics at −80 ° C .: 600kg / mm^2/3We were able to provide a steel sheet that exhibited extremely excellent arrest properties and also had excellent brittle cracking characteristics, and thereby suppressed the occurrence of brittle cracks that are the starting point of brittle fracture under low temperature conditions. However, even if a brittle crack occurs, it has technical significance in that it can provide a steel sheet that can exhibit excellent performance for effectively stopping the crack propagation.
[0022]
Unlike the processed ferrite grains having a large aspect ratio (aspect ratio of 2 to 4) present in the surface layer portion of the steel sheet, the microstructure of the intermediate thickness portion of the steel sheet of the present invention has a small aspect ratio (aspect ratio of 2 or less). Grain is present. In addition, the circle-equivalent average particle size is 6.5 μm, which is slightly larger than the average particle size (5 μm or less) of the processed ferrite grains present on the surface layer portion of the steel sheet. By using such a specific microstructure, For the first time, the desired brittle cracking characteristics could be exhibited. In order to enhance the brittle crack generation characteristics, it is better that the aspect ratio is small. From this viewpoint, the upper limit of the aspect ratio is controlled to 2 or less. On the other hand, it is known that when the equivalent circle average particle size exceeds 6.5 μm, the brittle fracture occurrence characteristics are improved with the refinement of the crystal particle size, and when the crystal particle size is 5 μm or less, it is remarkably improved. In other words, since the brittle crack generation characteristics decrease as the crystal grain size increases, the upper limit is specified to 6.5 μm. Preferably it is 5 micrometers or less.
[0023]
In addition, in order to further clarify the specific reason for the above requirements in the present invention, FIGS. 1 to 5 show that these requirements are the arrest characteristics (arrest characteristics at −80 ° C.) or brittle cracks generated by the double 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, and are all examples examined using the steel type A and the test plate thickness of 50 mm shown in Table 1 (described later). In these implementations, a COD test (Crack Opening Displacement) was performed as an index of brittle crack initiation characteristics, and a brittle fracture initiation limit value (mm) at −80 ° C. was calculated.
[0024]
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. From FIG. 1, when a structure having processed ferrite grains (◯ and Δ in the figure) having an aspect ratio of 2.0 or more and an equivalent circle average particle diameter of 5.0 μm or less exists in 5% or more of the steel sheet, The arrest characteristic at -80 ° C is the target value of 600 kgf / mm^3/2It is understood that the arrest characteristics are extremely excellent. Even if the processed ferrite grains (■ in the figure) have an aspect ratio of 4.1 to 4.7 and exceed the requirements of the present invention, the structure is 5% or more of the steel sheet (in this case, 1.5 mm or more). When present, the arrest characteristic at −80 ° C. exceeds the target value, but the brittle crack generation characteristic, which is another required characteristic, is reduced (see the example described later). Is eliminated.
[0025]
Next, FIG. 2 is a graph showing the influence of the average ferrite grain size of the steel sheet surface layer part on the arrest characteristics (surface layer processed ferrite layer thickness 3.0 to 3.5 mm, processed ferrite grain aspect ratio 2.2). ~ 2.7). From FIG. 2, it can be seen that when the average ferrite grain size of the steel sheet surface layer portion is 5.0 μm or less, the arrest characteristics exceed the target value.
[0026]
FIG. 3 is a graph showing the influence of the ratio of processed ferrite grains in the ferrite layer (3.0 to 3.5 mm) of the steel sheet surface layer portion on the arrest characteristics. From FIG. 3, when 50% or more of the ferrite structure having a predetermined processed ferrite grain (aspect ratio of 2.0 to 4.0, circle equivalent average particle diameter of 5.0 μm or less) exists, all have excellent arrest characteristics. It can be seen that
[0027]
FIG. 4 is a graph showing the influence of the ferrite grain size and aspect ratio on the brittle crack initiation characteristics in the ferrite layer in the middle part of the steel sheet. From FIG. 4, it can be seen that when the aspect ratio of the intermediate portion of the steel sheet is 1.0 to 2.0 and the average particle diameter is 6.5 μm, all exhibit excellent brittle crack generation characteristics.
[0028]
Further, FIG. 5 is a graph showing the influence of the ratio of the thickness of the ferrite layer in the middle of the plate thickness on the brittle crack generation characteristics. The ferrite structure in the middle part of the steel plate is composed of fine ferrite grains having an average particle size of 5.5 to 6.5 μm. From FIG. 5, it can be seen that when the fine ferrite layer is present over 20% or more of the plate thickness, the brittle crack generation characteristics are excellent.
[0029]
The steel sheet of the present invention has the most important point where the steel sheet surface layer part and the intermediate part are each composed of the above layers, and the structure of the central part of the sheet thickness is substantially composed of a ferrite structure and a pearlite structure. However, it is recommended to control the structure to have an average ferrite particle size of 10 μm or less and an aspect ratio of 2 or less in order to exhibit further excellent characteristics.
[0030]
Next, chemical components in the steel of the steel sheet of the present invention will be described. As described above, when the steel plate of the present invention is divided into five layers of both the surface portion and the intermediate portion of the plate, the most important point exists where there is a layer having a predetermined ferrite structure composed of ferrite grains having different aspect ratios. 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. Preferred chemical components are as follows.
[0031]
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.
[0032]
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.
[0033]
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.
[0034]
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.
[0035]
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%.
[0036]
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.
[0037]
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%.
[0038]
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%.
[0039]
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%.
[0040]
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%.
[0041]
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.
[0042]
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%.
[0043]
Ni is an element effective for improving low-temperature toughness, but it is expensive, so the upper limit is preferably 0.5%.
[0044]
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.
[0045]
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%.
[0046]
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.
[0047]
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%.
[0048]
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%.
[0049]
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 and a pearlite structure, and when divided into five layers of both the surface portion, both intermediate portions, and the central portion of the plate, the aspect ratio There is a layer having a ferrite structure made of different ferrite grains. In order to form such a five-layer structure, basically, the atomization temperature range (Ar_ThreeTransformation point ~ Ar_ThreeIt 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 the 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-grained ferrite structure, and then in the second stage rolling, the surface layer The position where the thickness is 5% or more from the part_ThreeBy controlling the temperature so that the temperature in the range of 20% or more of the plate thickness in the direction of the center of the plate thickness below the transformation point and the subsequent thickness is within the grain refinement temperature region, the processed ferrite is applied to the surface layer portion and the intermediate portion subsequent thereto. Fine grain ferrite can be formed. 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 ~ Ar_ThreeAfter rolling at a cumulative reduction ratio of 35% or more in a temperature range of + 60 ° C., a portion corresponding to a thickness of 5% or more from the steel sheet surface layer portion by forced cooling or natural cooling is added to Ar._ThreeArrange below 20% of the thickness below the transformation point_ThreeTransformation point ~ Ar_ThreeAfter controlling to a temperature range of + 60 ° C., rolling is performed at a cumulative rolling reduction of 44% or more in the second stage rolling process.
[0050]
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.
[0051]
【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. The “rolling pattern 1” described in Tables 2 and 4 means that the portion corresponding to the thickness from the plate thickness surface layer portion to the plate thickness of 5% is the atomization temperature range (Ar_Three~ Ar_ThreeAfter controlling the temperature range to + 60 ° C. and performing the first stage rolling, the portion corresponding to the thickness from the surface thickness portion to the thickness 5% is forced to Ar by forced cooling._ThreeThe temperature corresponding to 20% or more of the plate thickness below the point and the subsequent thickness was controlled to the atomization temperature range, and then the second stage rolling was performed. The “rolling pattern 2” is the same rolling as the rolling pattern 1 except that the rolling pattern 1 was naturally cooled after the first stage rolling. These rolling patterns are shown in FIG.
These rolling patterns are shown in FIG.
[0052]
The various steel sheets obtained in this way were subjected to a COD test as an index of brittle crack initiation characteristics to calculate the brittle fracture initiation limit value (mm) at -80 ° C, and the arrest properties at -80 ° C ( The brittle crack propagation stopping property) was measured by a temperature gradient type double tensile test prescribed in WES.
[0053]
These results are also shown in Tables 3 and 5.
[0054]
[Table 1]

[0055]
[Table 2]

[0056]
[Table 3]

[0057]
[Table 4]

[0058]
[Table 5]

[0059]
No. in Table 3 Nos. 1 to 25 are examples of the present invention that satisfy the requirements of the present invention.^2/3And the brittle crack initiation characteristics exceed the target value of 0.2 mm, indicating that both characteristics are excellent.
[0060]
In contrast, No. 5 in Table 5 does not satisfy any of the requirements of the present invention. It can be seen that in Nos. 26 to 46, either one or both of the arrest characteristics and the brittle crack generation characteristics at −80 ° C. do not reach the target level, and both characteristics cannot be satisfied.
[0061]
【The invention's effect】
The present invention is configured as described above, and not the fine equiaxed ferrite grains that are difficult to realize but the easily feasible processed ferrite grains are present in the surface layer portion of the steel sheet, and the intermediate structure of the steel sheet is uniform and fine. By controlling to a fine ferrite structure, it was possible to reduce the brittle crack generation characteristics of the steel sheet itself even in a thick steel sheet exceeding 50 mm in thickness, which is difficult to ensure the brittle crack generation characteristics at low temperatures, while being excellent in arrest characteristics. . According to the steel plate of the present invention, an expensive alloy element is added to a steel plate that can suppress the occurrence of brittle cracks that are the starting point of brittle fracture, and can stop the propagation of cracks even if brittle cracks occur. It is extremely significant in that it could be provided without doing so. In the present invention, the arrest characteristic at −80 ° C. is 600 kg / mm.^2/3In addition, the COD characteristic, which is an index of brittle crack initiation characteristics, also exceeds 0.2 mm, and a steel sheet that is extremely excellent in both arrest characteristics and brittle crack initiation characteristics can be obtained, so that the safety of the structure can be improved. Industrial applicability is extremely high.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing the relationship between the processed ferrite layer thickness of the steel sheet surface layer and the arrest characteristics.
FIG. 2 is a graph showing the relationship between the average ferrite grain size of the steel sheet surface layer and the arrest characteristics.
FIG. 3 is a graph showing the relationship between the ratio of processed ferrite grains and the arrest characteristics in the steel sheet surface layer portion.
FIG. 4 is a graph showing the relationship between the average ferrite grain size and brittle crack initiation characteristics in a fine-grained ferrite layer in the middle part of a steel sheet.
FIG. 5 is a graph showing the relationship between the ratio of the fine ferrite layer in the middle of the steel sheet to the plate thickness and the brittle crack initiation characteristics.
FIG. 6 is a graph showing an outline of a rolling pattern used in Examples.

Claims

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 and pearlite structure,
When divided into five layers of the surface part of the plate, the central part and the intermediate part between the two,
Both surface portions are each composed of a layer having a ferrite structure having 50% or more of ferrite grains having a ferrite grain having an average particle diameter of 5 μm or less and an aspect ratio of 2 to 4 over 5% or more of the plate thickness,
The middle portion is composed of a layer having ferrite grains having an equivalent circle average particle diameter of 6.5 μm or less and an aspect ratio of 2 or less over each 20% or more of the plate thickness. Steel sheet with excellent characteristics and brittle cracking characteristics.

Furthermore, Nb: 0.03% or less (Excluding 0%), and V : 0.05% or less The steel plate according to claim 1, comprising at least one selected from the group consisting of (not including 0%).

The steel sheet according to claim 1 or 2 , further comprising B: 0.002% or less (not including 0%).

Furthermore, it contains at least one selected from the group consisting of Cu: 0.5% or less (not including 0%) and Ni: 0.5% or less (not including 0%) . A steel sheet according to any one of the above.

Furthermore, Cr: 0.1% or less (not including 0%), and Mo: the claims 1-4 containing at least one selected from the group consisting of 0.1% or less (not including 0%) A steel sheet according to any one of the above.

Furthermore, Ca: 0.01% or less (not including 0%), and Zr: of claims 1-5 containing at least one selected from the group consisting of 0.01% or less (not including 0%) A steel sheet according to any one of the above.