JP3848091B2

JP3848091B2 - Steel sheet with less toughness deterioration due to strain aging

Info

Publication number: JP3848091B2
Application number: JP2001055575A
Authority: JP
Inventors: 徹山下; 憲一大江
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2001-02-28
Filing date: 2001-02-28
Publication date: 2006-11-22
Anticipated expiration: 2021-02-28
Also published as: JP2002256376A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は構造用鋼板に関し、より詳細には高強度を有すると共に、歪時効による靭性劣化の少ない鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
鋼板に塑性変形を加えると機械的性質、特に靭性が劣化することが一般に知られている。これは歪時効特性に起因するもので、鋼中に固溶しているＣ元素やＮ元素が歪付与により導入された転位と相互作用をおこし、転位の動きを妨げるため降伏点が上昇し、その結果として、脆化がおこると考えられている。そこで、靭性の劣化を抑制するため、Ｃ元素やＮ元素の含有量を低減する方法がある。
【０００３】
塑性変形時の靭性劣化を抑制する技術として、例えば、特開平10-88280号や同10-88281号などが提案されている。これらの技術は、塑性変形による耐靭性破壊性能の劣化代を最小限に抑えることを目的とし、Ｃ量とＮ量の特定された鋼板に所定の粗圧延と未再結晶域圧延、または二相域圧延を施すことにより、塑性歪を受けた場合でも耐脆性破壊性能のうちアレスト性能の劣化が小さい構造用鋼板を提供している。そして、塑性変形時の靭性劣化を抑制するために、フリーＮの含有量を20ppm以下に抑制すると共に、歪付与後の延性を確保するため、Ｃ量を制限している。しかしながら、該Ｃ量と靭性劣化との関係については考慮されていない。
【０００４】
また、深絞り加工用の冷延鋼板として、ＩＦ（Interstitial Free）鋼などの使用が知られている。ＩＦ鋼とは、Ｃ元素やその他の添加元素を極力低減すると共に、ＴｉやＮｂ等を添加して鋼中のＮ元素を窒化物として固定するもので、加工時に導入される転位にＮが固着するのを防止し、且つ、これによって加工時の表面欠陥（ストレッチャー−ストレインと呼ばれる波状の欠陥）を防止している。しかしながら、Ｃ含有量を最小限に抑えているので、厚板に適用した場合強度不足と言わざるを得ず、引張強度で300ＭＰａレベルしか得られない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、この様な状況に鑑みてなされたものであり、その目的は、構造用鋼板として必要な強度（引張強度）を維持しつつ、しかも歪時効による靭性劣化の少ない鋼板を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決することのできた歪時効による靭性劣化の少ない鋼板とは、フェライト主体またはベイナイト主体のミクロ組織を有する鋼板であって、Ｃ及びＮを含み、EBSP（Electron Back Scattering Pattern）を用いた結晶方位解析による結晶方位差が15°以上の結晶粒の平均粒径をDとしたとき、該平均粒径Dと前記Ｃ及びＮの含有率との関係が下記（１）式を満足する点に要旨を有する。
（4.63×［Ｃ］＋3.97×［Ｎ］）×D／15≦0.4 ・・・（１）
ここで、［元素］は鋼材中の各元素の含有量［質量％］を夫々表わす（以下同じ）。
【０００７】
そして、前記鋼板は、質量％（以下％で示す）で、Ｃ：０．０３〜０．２％を含むものであると引張強度が高くなるのでより好ましい。
【０００８】
また、本発明の目的は、フェライト主体またはベイナイト主体のミクロ組織を有する鋼板であって、Ｃ及びＮを含み、更に、Ｔｉ及び／又はＮｂを含み、EBSP（Electron Back Scattering Pattern）を用いた結晶方位解析による結晶方位差が15°以上の結晶粒の平均粒径をDとしたとき、該平均粒径Dと前記Ｃ及びＮ、Ｔｉ及び／又はＮｂの含有率との関係が下記（２）式〜（４）式を満足する歪時効による靭性劣化の少ない鋼板においても達成することができる。
［Ｎ］−［Ｔｉ］／3.42≧0 ・・・（２）
［Ｃ］−［Ｎｂ］／7.74≧0 ・・・（３）
｛4.63×（［Ｃ］−［Ｎｂ］／7.74）＋3.97×（［Ｎ］−［Ｔｉ］／3.42）｝×D／15≦0.4 ・・・（４）
【０００９】
さらに、本発明の目的は、フェライト主体またはベイナイト主体のミクロ組織を有する鋼板であって、Ｃ及びＮを含み、更に、Ｔｉ及び／又はＮｂを含み、EBSP（Electron Back Scattering Pattern）を用いた結晶方位解析による結晶方位差が15°以上の結晶粒の平均粒径をDとしたとき、該平均粒径Dと前記Ｃ及びＮ、Ｔｉ及び／又はＮｂの含有率との関係が下記（５）式〜（７）式を満足する歪時効による靭性劣化の少ない鋼板であっても達成することができる。
［Ｎ］−［Ｔｉ］／3.42＜0 ・・・（５）
［Ｃ］−［Ｎｂ］／7.74≧0 ・・・（６）
｛4.63×［Ｃ］−［Ｎｂ］／7.74−（［Ｔｉ］−3.42×［Ｎ］）／3.99｝×D／15≦0.4 ・・・（７）
【００１０】
そして、Ｃ及びＮを含み、更に、Ｔｉ及び／又はＮｂを含む鋼板では、質量％（以下％で示す）で、Ｃ：０．０３〜０．２％を含み、Ｔｉ：０．０５％以下及び／又はＮｂ：０．０３％以下を含むものであることが好ましい。
【００１１】
さらに、引張強度が４００ＭＰａ以上であると厚板に適用した場合でも十分な強度を有する。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、歪時効による靭性劣化の原因を追求した結果、その原因は鋼中の固溶Ｃや固溶Ｎにあり、これを無害化すれば良いことを知った。しかし、固溶Ｃや固溶Ｎを無害化するために炭窒化物形成元素であるＴｉやＮｂ等を過剰に添加すると、ＴｉＮやＮｂＣなどの析出物が多量に生成し、母材の靭性劣化を起こし易くなることを知った。そこで、鋼中の固溶Ｃや固溶Ｎを無害化する他の手法について鋭意研究した結果、Ｃ元素やＮ元素は結晶粒界部分に固定されることによって、歪時効による靭性劣化を低減し得ることをつきとめた。そこで、鋼中の結晶粒界と固溶Ｃや固溶Ｎの関係について検討を重ねた。
【００１３】
結晶粒界を現出させる方法としては、一般に、ナイタール（３％ＨＮｏ₃アルコール溶液）と呼ばれる腐食液を用いて観察する方法が採用されている。ところが、この方法で確認される結晶粒が微細化している場合においても、歪時効による靭性劣化の低減量にばらつきを生じることが確認された。しかし、その後更に研究を重ね、EBSP（Electron Back Scattering Pattern）解析装置を用いて鋼材の組織を観察した結果、靭性劣化の低減には大角粒界が有効に作用しているという知見を得た。ここで、大角粒界とは隣接する結晶の結晶方位が15°以上異なる結晶粒間に存在する粒界を意味し、この大角粒界にＣやＮが固着すると、両元素は粒界に安定して存在する様になる。すなわち、Ｃ元素やＮ元素を含む鋼板であっても、組織中に大角粒界が多く生成する様に製造すると、Ｃ元素やＮ元素は大角粒界に固着され、塑性変形が施された際に導入される転位部分にＣやＮが固着することはないため、歪時効による靭性の劣化が低減されるものと思料される。
【００１４】
この様に、本発明はＣ元素やＮ元素を固着することのできる大角粒界が靭性劣化の低減に有効であることを突止めたところに最大のポイントがあり、結晶方位差が15°以上の大角粒界が多量に生成するように結晶粒を微細化することにより所期の目的を達成したものである。係る本発明の最重要ポイントは大角粒界と小角粒界を明瞭に区別することによって初めて得られるものであり、ナイタール腐食液を用いた従来の観察手段では、鋼材の見掛けの結晶度しか観測することはできないため、到底得られなかった知見である。
【００１５】
更に本発明では、上記大角粒界の制御に加えて鋼材中のＣ及びＮ量を適切に制御することが重要である。つまり、大角粒界を生成するように結晶粒を微細化し得たとしても、Ｃ量やＮ量が多いと粒界に固着し得るＣ及びＮ量の許容範囲を超え、過剰量の元素が歪部分に集中してしまい、歪時効による靭性の劣化をもたらすからである。ＣやＮの添加量が多い場合は、炭窒化物形成元素であるＴｉやＮｂを添加して、ＴｉＮやＮｂＣとして析出させればよい。ＴｉにトラップされなかったＮ（以下「フリーＮ」と呼ぶことがある）やＮｂにトラップされなかったＣ（以下「フリーＣ」と呼ぶことがある）と、大角粒界の量を適切に制御することにより初めて強度特性に優れ、しかも歪時効による靭性劣化の少ない鋼板を提供することができるのである。以下、本発明の要件について詳細に説明する。
【００１６】
まず、本発明の歪時効による靭性劣化の少ない鋼板は、フェライト主体またはベイナイト主体のミクロ組織を有するものである。
【００１７】
ここで「フェライト主体」とは、当該鋼板のミクロ組織が実質的にフェライト組織で構成されていることを意味する。具体的には、フェライトの面積率が、好ましくは80面積％以上、より好ましくは90面積％以上である。フェライト以外の組織としては、例えばパーライトやベイナイト組織、マルテンサイト等が挙げられ、これらの占める比率は10面積％以下であることが望ましい。ちなみにこれら他の組織が多すぎると、母材（歪が付与されていない素材）の靭性を劣化させたり、延性を低下させる等の様な欠点がある。
【００１８】
また、「ベイナイト主体」とは、当該鋼板のミクロ組織が実質的にベイナイト組織で構成されていることを意味する。具体的には、ベイナイト組織の占有比率は約60面積％以上であることを意味する。また、上記ベイナイト以外の組織としては、フェライト組織やパーライト組織、マルテンサイト等が挙げられる。
【００１９】
次に、本発明鋼板は、EBSP（Electron Back Scattering Pattern）を用いた結晶方位解析による結晶方位差が15°以上の結晶粒の平均粒径をDとしたとき、該平均粒径Dと、鋼中のＣ及びＮの含有率との関係が下記（1）式を満足することが重要である。ここで、平均粒径とは、所定組織の個々の結晶粒について、その面積が等しくなるように想定した円の直径を意味する。また、下記式中［元素］は鋼材中の各元素の含有量［質量％］を夫々表わす。
（4.63×［Ｃ］＋3.97×［Ｎ］）×D／15≦0.4 ・・・（1）
【００２０】
まず、本発明では上述したミクロ組織を、EBSP（Electron Back Scattering Pattern）を用いた結晶方位解析によって結晶方位差を観測する。具体的には、EBSP解析装置として、TexSEM Laboratories社製の装置を使用し、図1（a）に示す結晶方位の基準に基づき、結晶方位差が15°以上の結晶粒を色調の変化によって観察する。EBSP解析装置により観測された板厚方向断面の写真（カラーマップ）の一例を図1（b）に示す。図1（b）から、EBSPを用いると色調の変化によって、結晶方位差が15°以上の結晶粒を識別できることが分かる。尚、上記（1）式は、ＴｉやＮｂが実質的に含まれていない鋼に適用されるもので、大角粒界の中に占めるフリーＣやフリーＮの個数を上記（1）式の数値範囲に制御すれば、所望の特性が得られることを示している。
【００２１】
ここで、上記（1）式中、4.63×［Ｃ］及び3.97×［Ｎ］は、鋼中に存在するＣ元素量及びＮ元素量（質量％）を夫々原子％（atom.％）に換算したものを原子の個数として表したものである。この様にして算出された原子の総量が、大角結晶粒界に占める比率を表したのが上記（1）式であり、これはＣとＮ原子総量を粒界体積分率（結晶粒の体積と粒界体積から導きだされるもの：D／15）で割ったものである。尚、上記（1）式を設定するにあたっては粒界厚さを特定することが必要であるが、結晶方位差が15°以上の結晶粒間に存在する結晶粒界では、Ｆｅ原子などが不規則に存在しており、その厚み（結晶粒界の厚み）は約5〜10Å程度であることから、本発明では該粒界厚さを5Åと近似して算出した。
【００２２】
更に、鋼中にＴｉ及び／又はＮｂを含有する鋼材については下記（２）式〜（４）式または下記（５）式〜（７）式が適用される。
［Ｎ］−［Ｔｉ］／3.42≧0 ・・・（２）
［Ｃ］−［Ｎｂ］／7.74≧0 ・・・（３）
｛4.63×（［Ｃ］−［Ｎｂ］／7.74）＋3.97×（［Ｎ］−［Ｔｉ］／3.42）｝×D／15≦0.4 ・・・（４）
［Ｎ］−［Ｔｉ］／3.42＜0 ・・・（５）
［Ｃ］−［Ｎｂ］／7.74≧0 ・・・（６）
｛4.63×［Ｃ］−［Ｎｂ］／7.74−（［Ｔｉ］−3.42×［Ｎ］）／3.99｝×D／15≦0.4 ・・・（７）
【００２３】
これは、ＴｉやＮｂの添加によって、鋼中のＣやＮを炭化物や窒化物として析出させるために特定されたものであり、当該鋼板では前述した「鋼中のＣ及びＮの量」の制御に加え、更に「Ｔｉ及び／又はＮｂの量」を適切に制御することが重要である。ＣやＮと結合し得るＴｉやＮｂの量を超えて過剰に添加すると、靭性が低下したり、溶接性が劣化するなどの悪影響を及ぼす。
【００２４】
このうち上記（2）式〜（4）式は、添加したＴｉに比べＮ量が多く、Ｔｉと結合しないフリーＮが多く存在する［上記（2）式］と共に、添加したＮｂに比べてＣ量が多く、Ｎｂと結合しないフリーのＣが多く存在する［上記（3）式］場合には、上記（4）式の如く、大角粒界中に占めるフリーＣやフリーＮの量を適切に制御すれば所望の効果が得られることを示すものである。ＴｉやＮｂと結合しないフリーＮやフリーＣの一部は、鋼中の他の元素と結合して窒化物や炭化物を形成するが、それでも結合しないフリーＮやフリーＣは、歪時効による靭性の劣化をもたらす様になる。このような場合には、大角粒界中に占めるフリーＣやフリーＮの量が上記（4）式の関係になるように適切に制御すれば良い。
【００２５】
一方、上記（5）式〜（7）式は、添加したＴｉに比べてＮの量が少なく、フリーＮは存在しない［上記（5）式］が、添加したＮｂに比べＣ量が多く、Ｎｂと結合しないフリーＣが多く存在する場合であり、上記（7）式の如く大角粒界中に占めるフリーＣ量を適切に制御すれば所望の効果が得られることを示すものである。すなわち、鋼中に存在するＴｉはフリーＣと結合して、炭化物として析出することになる。
【００２６】
尚、本発明では添加したＮｂがＣ量に比べて多く、フリーＣがほとんど存在しない場合については特に想定していないが、これは実操業レベルではかかる態様を想定し難いからである。
【００２７】
本発明の鋼板は、ＣやＮの添加を抑制するものではなく、必要に応じて添加することができるので、Ｃの添加抑制による引張強度の低下は生じない。よって、400ＭＰａ以上の強度を有しているものも提供することができる。
【００２８】
以上が本発明を特徴づける要件についての説明であるが、本発明において所望の大角粒界を生成するために結晶を微細化させる方法は、鋼種等に応じ、加熱温度、粗圧延時の累積圧下率、仕上圧延時の累積相当塑性歪量、冷却温度などを適切に制御すればよい。
【００２９】
具体的には、加熱温度が高いと初期オーステナイト粒が粗大化しやすくなるので、低い方が望ましい。しかし、加熱温度が高い場合でも粗圧延の累積圧下率を大きくすることによって、オーステナイトの再結晶が進行によりオーステナイトが微細化し、その結果フェライト組織やベイナイト組織を微細化することができる。さらに、仕上圧延時の累積相当塑性歪量が多い方がフェライト組織やベイナイト組織の微細化しやすいため、多くすることが望ましい。また、冷却方法が空冷の場合より水冷を採用した場合もフェライト組織やベイナイト組織が微細化しやすく、結晶粒の微細化が不足する場合には水冷が推奨される。しかし、これらの方法は、全てを満足する必要性はなく、添加成分量に応じて各項目を適切にすることが重要である。
【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、結晶方位が15°以上の結晶粒を生成させ、該結晶粒界に存在するCとNの固溶量を適切に制御した点に最重要ポイントを有するものであって、鋼中の化学成分は特に限定されないが、フェライト主体またはベイナイト主体のミクロ組織を得るための好ましい化学成分は以下の通りである。
【００３１】
Ｃ： 0.03 〜 0.2 ％
Ｃ含有量は、必要強度を確保するため0.03％以上が好ましく、より好ましくは0.05％以上である。但し、過度の含有は溶接性や母材靭性に悪影響を及ぼすので、0.2％以下、より好ましくは0.17％以下に抑えることが望ましい。
【００３２】
Ｎ： 0.01 ％以下
Ｎは、鋼中に含まれる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。但し、0.01％を超えて含有量が多くなり過ぎると固溶Ｎの増大を招き、特に溶接部の靭性が劣化するので、0.01％以下に抑えることが好ましい。
【００３３】
また、Ｃ及びＮを無害化するために、ＴｉやＮｂを添加してＴｉＮやＮｂＣ等として析出することも有効である。この場合のＴｉやＮｂの添加量は特に限定されないが、一例を下記に示す。
【００３４】
Ｔｉ： 0.05 ％以下及び／又はＮｂ： 0.03 ％以下
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鋼中のフリーＮを低減することができる。但し、0.05％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0.05％にすることが好ましい。
【００３５】
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と共に、鋼中のフリーＣと結合して炭化物を生成するので、フリーＣ量を低減することができる。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。
【００３６】
本発明鋼板は、Ｃ及びＮ元素を必須元素として含み、必要に応じてＴｉやＮｂを添加するものである。よって、残部は構造用鋼として従来から添加されている元素及びＦｅと不可避不純物や微量許容元素を含み得る。一般的に添加されている元素とその添加量を例示する。
【００３７】
Ｓｉ： 0.5 ％以下
Ｓｉは、母材の強度向上および溶鋼の脱酸成分として有用な元素であり、その効果を有効に発揮させるには0.05％以上含有させることが望ましい。しかし、含有量が多くなり過ぎると、溶接性や母材靭性を劣化させるので、0.5％以下、より好ましくは0.45％以下に抑えるのが良い。
【００３８】
Ｍｎ： 1.8 ％以下
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％以上含有させることが好ましく、より好ましくは0.7％以上である。但し、過度の含有は溶接性や母材靭性劣化を招くので、1.8％以下、より好ましくは1.6％以下に抑えるのが良い。
【００３９】
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に寄与する。こうした作用は0.01％以上、より好ましくは0.015％以上で有効に発揮されるが、0.1％を超えて過度に含有させると母材靭性が劣化するので、0.1％以下、より好ましくは０．０５％以下に抑えることが望ましい。
【００４０】
また、その他の元素として、更なる他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も有効である。
【００４１】
Ｖ： 0.05 ％以下及び／又はＢ： 0.002 ％以下
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0.05％とすることが好ましい。
【００４２】
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。
【００４３】
Ｃｕ： 0.5 ％以下及び／又はＮｉ： 0.5 ％以下
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。
【００４４】
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、その上限は0.5％とすることが好ましい。
【００４５】
Ｎｉは、低温靭性の向上に有効な元素であるが、高価なため、その上限は0.5％とすることが好ましい。
【００４６】
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。
【００４７】
Ｃｒ： 0.1 ％以下及び／又はＭｏ： 0.1 ％以下
これらの元素は、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、その上限は0.1％とすることが好ましい。
【００４８】
Ｃａ： 0.01 ％以下及び／又はＺｒ： 0.01 ％以下
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。
【００４９】
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、その上限は0.01％とすることが好ましい。
【００５０】
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、その上限は0.01％とすることが好ましい。
【００５１】
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の主旨に基づいて設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲内に含まれるものである。
【００５２】
【実施例】
表１に記載の鋼種1〜5を用い、表２に示す条件で加熱し、二段階に分けて圧延した後冷却し、表3に示した組織を有する鋼板を製造した。得られた各鋼板について、TexSEM Laboratories社製のEBSP解析装置を用いて、表層領域（表面から1.5mmの深さ位置）における結晶方位差が15°以上の結晶粒を観察し、平均結晶粒径Dを算出した。
【００５３】
表1に示した鋼種1及び2の場合は上記（1）式の左辺の値を算出し、鋼種3及び4の場合は上記（4）式の左辺の値を算出し、鋼種5の場合は上記（7）式の左辺の値を算出した。これらの式の値をパラメータ値として表3に示す。
【００５４】
得られた鋼材の特性を測定するために、予め10%の歪を付与した鋼材に250℃で1時間時効処理を施した時の靭性劣化量を算出し、評価した。ここで靭性劣化量（℃）とは、脆性破面遷移温度（vTrs）の差を意味し、「10％歪付与時の脆性破面遷移温度」から「母材の脆性破面遷移温度」を引いた値である。靭性劣化量が小さいと、歪時効による靭性劣化が少ないことを示している。また、引張試験はJIS 1A号試験片により行なった。尚、表中ＹＰ又はＹＳ（ＭＰａ）は降伏強度、ＴＳ（ＭＰａ）は引張強度を示す。
【００５５】
これらの結果を表3に示す。また、上記（1）式又は（4）式又は（7）式の値（パラメータ値）と、靭性劣化量（℃）との関係を図2に示す。
【００５６】
【表１】

【００５７】
【表２】

【００５８】
【表３】

【００５９】
表3及び図2より次の様に考察できる。
【００６０】
No.1〜12は、本発明の要件を満足する実施例であり、上記（1）式又は（4）式又は（7）式の値（パラメータ値）が0.4以下である。母材の靭性破面遷移温度は、試験片によっても夫々異なるが、10％歪付与後時効処理を施した場合でも、靭性劣化量が小さく20℃以下であることがわかる。すなわち、本発明の要件を満足するものは大角粒界中に、Ｃ及びＮの固溶量が適切に存在しているので、バランスが良く、歪時効による靭性劣化を低減することができた。更に、本発明例では、強度付与に十分なＣ量を含有しているので、引張特性も良好である。
【００６１】
これに対し、No.13〜22は本発明の要件を満足しない比較例である。これらは上記（1）式又は（4）式又は（7）式で規定するパラメータ値が0.4を超えているので、大角粒界中にＣ及びＮ原子の量が適切に存在しないため、フリーＣ及びフリーＮの量が多く、歪が付与されると、導入された転位などにＣやＮが固着し、靭性が劣化する。また、引張特性も劣化した。
【００６２】
No.1〜3とNo.13〜14、No.4〜5とNo.15〜16、No.6〜7とNo.17〜18、No.8〜9とNo.19〜20、No.10〜12とNo.21〜22を夫々比較すると、鋼種の化学成分組成が同じであるが、本発明の要件を満足する場合としない場合がある。つまり、製造条件によって、大角粒界の体積とＣやＮの固溶量とのバランスが変化することが分かる。このような場合は、加熱温度、粗圧延の累積圧下率、仕上圧延の累積相当塑性歪量、冷却方法などを適宜変えると良い。
【００６３】
【発明の効果】
上記のような構成を採用すると、構造用鋼として必要な引張強度を維持しつつ、しかも歪時効による靭性劣化の少ない鋼板を提供することができた。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明で得た鋼板の板厚方向断面のEBSPカラーマップの一例を示す図である。
【図２】パラメータ値と靭性劣化量との関係を示すグラフである。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a structural steel plate, and more particularly to a steel plate having high strength and less toughness deterioration due to strain aging.
[0002]
[Prior art]
It is generally known that mechanical properties, particularly toughness, deteriorate when plastic deformation is applied to a steel sheet. This is due to strain aging characteristics, and the C and N elements dissolved in the steel interact with the dislocations introduced by applying strain, and the yield point rises because the movement of the dislocations is hindered. As a result, it is believed that embrittlement occurs. Therefore, there is a method of reducing the content of C element or N element in order to suppress toughness deterioration.
[0003]
For example, Japanese Patent Application Laid-Open Nos. 10-88280 and 10-88281 have been proposed as techniques for suppressing toughness deterioration during plastic deformation. These techniques aim at minimizing the degradation allowance of toughness fracture performance due to plastic deformation, and a predetermined rough rolling and non-recrystallization zone rolling, or two-phase rolling on a steel sheet with specified C and N contents. By performing zone rolling, a structural steel sheet is provided in which the deterioration of arrest performance is small in brittle fracture resistance even when subjected to plastic strain. And in order to suppress toughness degradation at the time of plastic deformation, the content of free N is suppressed to 20 ppm or less, and the C amount is limited to ensure ductility after applying strain. However, the relationship between the C content and toughness deterioration is not taken into consideration.
[0004]
In addition, the use of IF (Interstitial Free) steel or the like is known as a cold-rolled steel sheet for deep drawing. IF steel reduces C element and other additive elements as much as possible, and adds Ti, Nb, etc. to fix N element in steel as nitride, and N is fixed to dislocations introduced during processing. This prevents surface defects during processing (wave-like defects called stretcher-strain). However, since the C content is kept to a minimum, it must be said that the strength is insufficient when applied to a thick plate, and only 300 MPa level can be obtained in terms of tensile strength.
[0005]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention has been made in view of such a situation, and an object of the present invention is to provide a steel sheet that maintains the strength (tensile strength) required as a structural steel sheet and that has little toughness deterioration due to strain aging. It is in.
[0006]
[Means for Solving the Problems]
The steel sheet with less toughness deterioration due to strain aging that could solve the above problems is a steel sheet having a ferrite-based or bainite-based microstructure, including C and N, and using EBSP (Electron Back Scattering Pattern). When the average grain size of crystal grains having a crystal orientation difference of 15 ° or more by crystal orientation analysis is D, the relationship between the average grain size D and the contents of C and N satisfies the following formula (1) Has a summary.
(4.63 × [C] + 3.97 × [N]) × D / 15 ≦ 0.4 (1)
Here, [element] represents the content [% by mass] of each element in the steel material (the same applies hereinafter).
[0007]
And the said steel plate is more preferable since tensile strength becomes it high that it is the mass% (it shows with% below) and contains C: 0.03-0.2%.
[0008]
Another object of the present invention is a steel sheet having a ferrite-based or bainite-based microstructure, including C and N, further including Ti and / or Nb, and a crystal using EBSP (Electron Back Scattering Pattern). Assuming that the average grain size of crystal grains having a crystal orientation difference of 15 ° or more by orientation analysis is D, the relationship between the average grain size D and the content of C, N, Ti and / or Nb is the following (2). It can also be achieved in a steel sheet with little toughness deterioration due to strain aging that satisfies the equations (4) to (4).
[N]-[Ti] /3.42≧0 (2)
[C]-[Nb] /7.74≧0 (3)
{4.63 × ([C] − [Nb] /7.74) + 3.97 × ([N] − [Ti] /3.42)} × D / 15 ≦ 0.4 (4)
[0009]
Furthermore, an object of the present invention is a steel sheet having a ferrite-based or bainite-based microstructure, including C and N, further including Ti and / or Nb, and a crystal using EBSP (Electron Back Scattering Pattern). Assuming that the average grain size of crystal grains having a crystal orientation difference of 15 ° or more by orientation analysis is D, the relationship between the average grain size D and the content of C, N, Ti and / or Nb is as follows (5) This can be achieved even with a steel sheet with little toughness deterioration due to strain aging that satisfies the equations (7) to (7).
[N]-[Ti] /3.42 <0 (5)
[C]-[Nb] /7.74≧0 (6)
{4.63 × [C] − [Nb] /7.74 − ([Ti] −3.42 × [N]) / 3.99} × D / 15 ≦ 0.4 (7)
[0010]
And in the steel plate containing C and N, and further containing Ti and / or Nb, C: 0.03 to 0.2%, and Ti: 0.05% or less in mass% (hereinafter referred to as%). And / or Nb: 0.03% or less is preferable.
[0011]
Further, when the tensile strength is 400 MPa or more, it has sufficient strength even when applied to a thick plate.
[0012]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
As a result of pursuing the cause of toughness deterioration due to strain aging, the present inventors have found that the cause is solute C or solute N in steel, and this should be made harmless. However, excessive addition of carbonitride-forming elements such as Ti and Nb in order to render solute C and solute N harmless produces a large amount of precipitates such as TiN and NbC, resulting in deterioration of the toughness of the base material. I knew that it would be easy to wake up. Therefore, as a result of diligent research on other methods of detoxifying solute C and solute N in steel, the toughness deterioration due to strain aging is reduced by fixing C element and N element at the grain boundary part. I figured out how to get it. Therefore, the relationship between the grain boundaries in steel and the solid solution C or solid solution N was repeatedly investigated.
[0013]
As a method of making the crystal grain boundary appear, a method of observation using a corrosive solution called a nital (3% HNo ₃ alcohol solution) is generally employed. However, even when the crystal grains confirmed by this method are miniaturized, it has been confirmed that variations occur in the amount of reduction in toughness degradation due to strain aging. However, further research was conducted thereafter, and as a result of observing the structure of the steel material using an EBSP (Electron Back Scattering Pattern) analyzer, it was found that large-angle grain boundaries were effective in reducing toughness degradation. Here, the large-angle grain boundary means a grain boundary existing between crystal grains in which the crystal orientations of adjacent crystals differ by 15 ° or more. When C or N is fixed to the large-angle grain boundary, both elements are stable at the grain boundary. And become present. That is, even when a steel sheet containing C and N elements is produced so that many large-angle grain boundaries are generated in the structure, the C and N elements are fixed to the large-angle grain boundaries and subjected to plastic deformation. Since C and N do not adhere to the dislocation part introduced into the film, it is considered that the deterioration of toughness due to strain aging is reduced.
[0014]
In this way, the present invention has the biggest point where the large-angle grain boundary capable of fixing C and N elements is effective in reducing toughness deterioration, and the crystal orientation difference is 15 ° or more. The intended purpose is achieved by refining the crystal grains so that a large number of large-angle grain boundaries are formed. The most important point of the present invention is obtained for the first time by clearly distinguishing between the large-angle grain boundary and the small-angle grain boundary, and the conventional observation means using the nital corrosion liquid observes only the apparent crystallinity of the steel material. This is a finding that could not be obtained at all.
[0015]
Furthermore, in the present invention, it is important to appropriately control the amounts of C and N in the steel material in addition to the control of the large-angle grain boundaries. In other words, even if the crystal grains can be refined so as to generate a large-angle grain boundary, if the amount of C or N is large, the allowable range of C and N that can be fixed to the grain boundary is exceeded, and an excessive amount of element is distorted. This is because it concentrates on the part and causes deterioration of toughness due to strain aging. When the amount of C or N added is large, Ti or Nb, which is a carbonitride-forming element, may be added and precipitated as TiN or NbC. Appropriate control of the amount of large-angle grain boundaries with N not trapped by Ti (hereinafter sometimes referred to as “free N”) and C not trapped by Nb (hereinafter sometimes referred to as “free C”) For the first time, it is possible to provide a steel sheet that is excellent in strength properties and has little toughness deterioration due to strain aging. Hereinafter, the requirements of the present invention will be described in detail.
[0016]
First, the steel sheet with less toughness deterioration due to strain aging according to the present invention has a microstructure mainly composed of ferrite or bainite.
[0017]
Here, “mainly ferrite” means that the microstructure of the steel sheet is substantially composed of a ferrite structure. Specifically, the area ratio of ferrite is preferably 80 area% or more, more preferably 90 area% or more. Examples of structures other than ferrite include pearlite, bainite structure, martensite, and the like, and the ratio of these is preferably 10 area% or less. Incidentally, when there are too many other structures, there are drawbacks such as deterioration of the toughness of the base material (a material to which no strain is applied) and reduction of ductility.
[0018]
Further, “mainly bainite” means that the microstructure of the steel sheet is substantially composed of a bainite structure. Specifically, it means that the occupation ratio of the bainite structure is about 60 area% or more. Examples of the structure other than the bainite include a ferrite structure, a pearlite structure, and martensite.
[0019]
Next, the steel sheet of the present invention has an average grain size D of steel grains having a crystal orientation difference of 15 ° or more by crystal orientation analysis using EBSP (Electron Back Scattering Pattern) as D. It is important that the relationship between the content of C and N in the above satisfies the following formula (1). Here, the average particle diameter means the diameter of a circle that is assumed to have the same area for each crystal grain of a predetermined structure. Further, in the following formula, [element] represents the content [% by mass] of each element in the steel material.
(4.63 × [C] + 3.97 × [N]) × D / 15 ≦ 0.4 (1)
[0020]
First, in the present invention, a crystal orientation difference is observed in the microstructure described above by crystal orientation analysis using EBSP (Electron Back Scattering Pattern). Specifically, using an apparatus made by TexSEM Laboratories as an EBSP analyzer, crystal grains with a crystal orientation difference of 15 ° or more are observed based on changes in color tone based on the crystal orientation standard shown in Fig. 1 (a). To do. An example of a photograph (color map) of the cross section in the plate thickness direction observed by the EBSP analyzer is shown in Fig. 1 (b). From FIG. 1 (b), it can be seen that when EBSP is used, crystal grains having a crystal orientation difference of 15 ° or more can be identified by the change in color tone. The above formula (1) is applied to a steel substantially free of Ti and Nb. The number of free C and free N in the large angle grain boundary is the numerical value of the above formula (1). It is shown that desired characteristics can be obtained by controlling the range.
[0021]
Here, in the above formula (1), 4.63 × [C] and 3.97 × [N] are the amounts of C element and N element (mass%) present in the steel converted to atomic% (atom.%), Respectively. Is expressed as the number of atoms. The above formula (1) expresses the ratio of the total amount of atoms calculated in this way to the large-angle grain boundary, and this represents the total amount of C and N atoms as the grain boundary volume fraction (volume of the crystal grain). And derived from the grain boundary volume: D / 15). In setting the above equation (1), it is necessary to specify the grain boundary thickness. However, Fe atoms and the like are not present in the crystal grain boundary existing between crystal grains having a crystal orientation difference of 15 ° or more. Since the thickness (the thickness of the grain boundary) is about 5 to 10 mm, the grain boundary thickness is calculated to approximate 5 mm in the present invention.
[0022]
Furthermore, the following formulas (2) to (4) or the following formulas (5) to (7) are applied to steel materials containing Ti and / or Nb in steel.
[N]-[Ti] /3.42≧0 (2)
[C]-[Nb] /7.74≧0 (3)
{4.63 × ([C] − [Nb] /7.74) + 3.97 × ([N] − [Ti] /3.42)} × D / 15 ≦ 0.4 (4)
[N]-[Ti] /3.42 <0 (5)
[C]-[Nb] /7.74≧0 (6)
{4.63 × [C] − [Nb] /7.74 − ([Ti] −3.42 × [N]) / 3.99} × D / 15 ≦ 0.4 (7)
[0023]
This is specified in order to precipitate C and N in steel as carbides and nitrides by adding Ti and Nb. In the steel sheet, the control of the “amount of C and N in steel” described above is performed. In addition, it is important to appropriately control the “amount of Ti and / or Nb”. If it is added excessively beyond the amount of Ti or Nb that can be combined with C or N, adverse effects such as a decrease in toughness or a deterioration in weldability will occur.
[0024]
Among these, the above formulas (2) to (4) have a larger amount of N than added Ti and a large amount of free N that does not bond to Ti [Formula (2)], and C compared to added Nb. When there is a large amount of free C that does not bind to Nb [Formula (3)], the amount of free C and free N in the large-angle grain boundary is appropriately set as in Formula (4) above. This shows that a desired effect can be obtained by controlling. Some of the free N and free C that do not bond to Ti and Nb combine with other elements in the steel to form nitrides and carbides, but free N and free C that still do not bond are toughness due to strain aging. It will cause deterioration. In such a case, the amount of free C and free N occupying the large angle grain boundary may be appropriately controlled so as to satisfy the relationship of the above equation (4).
[0025]
On the other hand, in the above formulas (5) to (7), the amount of N is small compared to the added Ti, and there is no free N [formula (5)], but the amount of C is large compared to the added Nb. This is a case where there is a large amount of free C that does not bind to Nb, and shows that a desired effect can be obtained if the amount of free C in the large-angle grain boundary is appropriately controlled as in the above equation (7). That is, Ti present in the steel is combined with free C and precipitated as carbide.
[0026]
In the present invention, the amount of added Nb is larger than the amount of C, and there is no particular assumption about the case where there is almost no free C. This is because it is difficult to assume this mode at the actual operation level.
[0027]
The steel sheet of the present invention does not suppress the addition of C or N, and can be added as necessary, so that the tensile strength is not reduced by the addition of C. Therefore, what has the intensity | strength of 400 Mpa or more can also be provided.
[0028]
The above is an explanation of the requirements that characterize the present invention. In the present invention, the method of refining crystals to produce a desired large-angle grain boundary depends on the heating temperature, cumulative rolling during rough rolling, depending on the steel type and the like. The rate, the cumulative equivalent plastic strain amount during finish rolling, the cooling temperature, and the like may be appropriately controlled.
[0029]
Specifically, when the heating temperature is high, the initial austenite grains are likely to be coarsened. However, even when the heating temperature is high, by increasing the cumulative rolling reduction ratio of the rough rolling, the austenite is refined by the progress of recrystallization of austenite, and as a result, the ferrite structure and the bainite structure can be refined. Furthermore, since it is easy to refine | miniaturize a ferrite structure and a bainite structure, the one where there is much cumulative equivalent plastic strain amount at the time of finish rolling is desirable to increase. Also, when water cooling is adopted rather than air cooling, ferrite structure and bainite structure are easily refined, and water cooling is recommended when crystal grain refinement is insufficient. However, these methods do not need to satisfy all, and it is important to make each item appropriate according to the amount of the added component.
[0030]
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 the most important point in that crystal grains having a crystal orientation of 15 ° or more are generated and the solid solution amount of C and N existing in the crystal grain boundaries is appropriately controlled. And although the chemical component in steel is not specifically limited, The preferable chemical component for obtaining the microstructure of a ferrite main body or a bainite main body is as follows.
[0031]
C: 0.03 ~ 0.2%
The C content is preferably 0.03% or more, more preferably 0.05% or more in order to ensure the necessary strength. However, excessive content adversely affects weldability and base metal toughness, so it is desirable to keep it to 0.2% or less, more preferably 0.17% or less.
[0032]
N: 0.01 % or less N forms nitrides with additive elements such as Al, Ti, Nb, and V contained in steel, and has the effect of refining the matrix structure. However, if the content exceeds 0.01% and the content is excessively increased, solid solution N is increased, and particularly the toughness of the welded portion is deteriorated. Therefore, it is preferably suppressed to 0.01% or less.
[0033]
In order to render C and N harmless, it is also effective to add Ti or Nb and precipitate it as TiN or NbC. The amount of Ti or Nb added in this case is not particularly limited, but an example is shown below.
[0034]
Ti: 0.05 % or less and / or Nb: 0.03 % or less These elements are used to suppress austenite grain coarsening during heating of steel slabs, promote ferrite transformation nucleation after rolling, or austenite grain recrystallization. It is an element that has an effect of refining ferrite crystal grains through a suppression effect. Specifically, Ti can reduce free N in steel by forming nitrides. However, since the base material toughness is deteriorated even if excessively added in excess of 0.05%, the upper limit is preferably made 0.05%.
[0035]
In addition, Nb exhibits an austenite grain coarsening action and recrystallization suppressing action during rolling by forming carbonitride, and is an element effective for refining ferrite grains after rolling, and free C in steel. Since it combines and produces | generates a carbide | carbonized_material, the amount of free C can be reduced. However, if over 0.03% is added, weldability deteriorates, so the upper limit is preferably made 0.03%.
[0036]
The steel sheet of the present invention contains C and N elements as essential elements and adds Ti or Nb as necessary. Therefore, the balance may contain elements conventionally added as structural steel, Fe, inevitable impurities, and trace acceptable elements. Examples of generally added elements and their addition amounts are shown below.
[0037]
Si: 0.5 % or less Si is an element useful for improving the strength of the base metal and as a deoxidizing component of molten steel, and it is desirable to contain 0.05% or more in order to effectively exhibit its effects. However, if the content is too large, the weldability and the base metal toughness are deteriorated, so it is good to keep them to 0.5% or less, more preferably 0.45% or less.
[0038]
Mn: 1.8 % or less Mn is useful as an element for increasing the strength of the base material, and for that purpose, it is preferable to contain 0.5% or more, and more preferably 0.7% or more. However, excessive inclusion causes deterioration of weldability and base metal toughness, so it is preferable to keep it to 1.8% or less, more preferably 1.6% or less.
[0039]
Al: 0.01 to 0.1 %
Al is not only useful as a deoxidizer, but also forms nitrides and contributes to the refinement of the matrix structure. Such an effect is effectively exerted at 0.01% or more, more preferably 0.015% or more. However, if the content exceeds 0.1% excessively, the toughness of the base material deteriorates, so 0.1% or less, more preferably 0.05%. It is desirable to keep it below.
[0040]
It is also effective to actively add the following elements as other elements for the purpose of imparting other characteristics.
[0041]
V: 0.05 % or less and / or B: 0.002 % or less V, like Nb, exerts the effect of coarsening austenite grains and suppressing recrystallization during rolling due to the formation of carbonitrides, and the fineness of ferrite grains after rolling is completed. It is an element effective for conversion. 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 0.05%.
[0042]
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%.
[0043]
Cu: 0.5 % or less and / or Ni: 0.5 % or less These elements are elements that contribute to refinement of austenite crystal grains and improvement of low-temperature toughness.
[0044]
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 action. However, if added in a large amount, the weldability of the base metal deteriorates, so the upper limit is preferably made 0.5%.
[0045]
Ni is an element effective for improving low-temperature toughness, but it is expensive, so the upper limit is preferably 0.5%.
[0046]
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.
[0047]
Cr: 0.1 % or less and / or Mo: 0.1 % or less These elements are elements that precipitate carbonitride and contribute to an increase in strength. In order to effectively exhibit such actions. 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 0.1%.
[0048]
Ca: 0.01 % or less and / or Zr: 0.01 % or less These elements have the effect of increasing the toughness of the base metal by spheroidizing inclusions in the steel.
[0049]
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, since excessive addition conversely degrades the toughness of the base material, the upper limit is preferably made 0.01%.
[0050]
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, since excessive addition conversely degrades the toughness of the base material, the upper limit is preferably made 0.01%.
[0051]
Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to examples. However, the following examples are not intended to limit the present invention, and any design changes based on the gist of the preceding and following descriptions are technical aspects of the present invention. It is included in the range.
[0052]
【Example】
Steel types 1 to 5 shown in Table 1 were used, heated under the conditions shown in Table 2, rolled in two stages and then cooled to produce steel sheets having the structure shown in Table 3. For each steel plate obtained, using an EBSP analyzer manufactured by TexSEM Laboratories, observe crystal grains with a crystal orientation difference of 15 ° or more in the surface layer region (1.5 mm depth from the surface), and obtain an average grain size D was calculated.
[0053]
In the case of steel types 1 and 2 shown in Table 1, the value on the left side of equation (1) above is calculated. In the case of steel types 3 and 4, the value on the left side of equation (4) above is calculated. The value on the left side of the above equation (7) was calculated. Table 3 shows the values of these equations as parameter values.
[0054]
In order to measure the properties of the obtained steel materials, the toughness deterioration amount was calculated and evaluated when a steel material preliminarily imparted with 10% strain was subjected to an aging treatment at 250 ° C. for 1 hour. Here, the toughness degradation (° C) means the difference in brittle fracture surface transition temperature (vTrs). From “brittle fracture surface transition temperature when 10% strain is applied” to “brittle fracture surface transition temperature of base metal” Subtracted value. A small amount of toughness deterioration indicates that there is little toughness deterioration due to strain aging. Moreover, the tensile test was done with the JIS 1A test piece. In the table, YP or YS (MPa) indicates yield strength, and TS (MPa) indicates tensile strength.
[0055]
These results are shown in Table 3. FIG. 2 shows the relationship between the value (parameter value) of the above formula (1) or (4) or (7) and the toughness deterioration amount (° C.).
[0056]
[Table 1]

[0057]
[Table 2]

[0058]
[Table 3]

[0059]
From Table 3 and Fig. 2, it can be considered as follows.
[0060]
Nos. 1 to 12 are examples that satisfy the requirements of the present invention, and the value (parameter value) of the above formula (1) or (4) or (7) is 0.4 or less. Although the toughness fracture surface transition temperature of the base metal varies depending on the test piece, it can be seen that even when the aging treatment is performed after imparting 10% strain, the toughness deterioration amount is small and is 20 ° C. or less. That is, those satisfying the requirements of the present invention have a good balance because the solid solution amounts of C and N are appropriately present in the large-angle grain boundaries, and the toughness deterioration due to strain aging can be reduced. Furthermore, in the example of this invention, since the amount of C sufficient for strength provision is contained, the tensile properties are also good.
[0061]
On the other hand, Nos. 13 to 22 are comparative examples that do not satisfy the requirements of the present invention. Since the parameter value prescribed | regulated by the said (1) type | formula or (4) type | formula or (7) type | formula exceeds 0.4, since the quantity of C and N atom does not exist appropriately in a large angle grain boundary, free C When the amount of free N is large and strain is applied, C and N are fixed to the introduced dislocations and the toughness is deteriorated. In addition, the tensile properties deteriorated.
[0062]
No. 1 to 3 and No. 13 to 14, No. 4 to 5 and No. 15 to 16, No. 6 to 7 and No. 17 to 18, No. 8 to 9 and No. 19 to 20, No. When comparing Nos. 10-12 and Nos. 21-22, the chemical composition composition of the steel type is the same, but it may or may not satisfy the requirements of the present invention. That is, it can be seen that the balance between the volume of the large-angle grain boundary and the solid solution amount of C and N varies depending on the manufacturing conditions. In such a case, it is preferable to appropriately change the heating temperature, the cumulative rolling reduction ratio of rough rolling, the cumulative equivalent plastic strain amount of finish rolling, the cooling method, and the like.
[0063]
【The invention's effect】
By adopting the above-described configuration, it was possible to provide a steel plate that maintains the tensile strength necessary as a structural steel and has little toughness deterioration due to strain aging.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a diagram showing an example of an EBSP color map of a cross section in the plate thickness direction of a steel plate obtained by the present invention.
FIG. 2 is a graph showing a relationship between a parameter value and a toughness deterioration amount.

Claims

A steel sheet having a microstructure mainly composed of ferrite or bainite,
% By mass (indicated by%)
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%, and
N: 0.01% or less (not including 0%)
In addition,
Ti: 0.05% or less (not including 0%) and / or Nb: 0.03% or less (not including 0%)
When the average grain size of a crystal grain whose balance is 15 ° or more by crystal orientation analysis by a crystal orientation analysis using EBSP (Electron Back Scattering Pattern) is D, the balance is a steel plate composed of Fe and inevitable impurities. A steel sheet with less toughness deterioration due to strain aging, wherein the relationship between the diameter D and the content of C, N, Ti and / or Nb satisfies the following formulas (2) to (4).
[N]-[Ti] /3.42≧0 (2)
[C]-[Nb] /7.74≧0 (3)
{4.63 × ([C] − [Nb] /7.74) + 3.97 × ([N] − [Ti] /3.42)} × D / 15 ≦ 0.4 (4)
Here, [element] represents the content [% by mass] of each element in the steel material.

A steel sheet having a microstructure mainly composed of ferrite or bainite,
% By mass (indicated by%)
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%, and
N: 0.01% or less (not including 0%)
In addition,
Ti: 0.05% or less (not including 0%) and / or Nb: 0.03% or less (not including 0%)
When the average grain size of a crystal grain whose balance is 15 ° or more by crystal orientation analysis by a crystal orientation analysis using EBSP (Electron Back Scattering Pattern) is D, the balance is a steel plate composed of Fe and inevitable impurities. A steel sheet with less toughness deterioration due to strain aging, wherein the relationship between the diameter D and the content of C, N, Ti and / or Nb satisfies the following formulas (5) to (7).
[N]-[Ti] /3.42 <0 (5)
[C]-[Nb] /7.74≧0 (6)
{4.63 × [C] − [Nb] /7.74 − ([Ti] −3.42 × [N]) / 3.99} × D / 15 ≦ 0.4 (7)
Here, [element] represents the content [% by mass] of each element in the steel material.

The steel sheet is still another element,
The steel sheet according to claim 1 or 2, containing V: 0.05% or less (not including 0%) and / or B: 0.002% or less (not including 0%).

The steel sheet is still another element,
Cu: 0.5% or less (not including 0%) and / or Ni: 0.5% or less (not including 0%) The steel plate in any one of Claims 1-3 containing.

The steel sheet is still another element,
The steel plate according to any one of claims 1 to 4, comprising Cr: 0.1% or less (not including 0%) and / or Mo: 0.1% or less (not including 0%).

The steel sheet is still another element,
The steel plate according to any one of claims 1 to 5, which contains Ca: 0.01% or less (not including 0%) and / or Zr: 0.01% or less (not including 0%).

The steel sheet according to any one of claims 1 to 6 , which has a tensile strength of 400 MPa or more.