JP6256489B2 - Low temperature steel and its manufacturing method - Google Patents
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Description
本発明は、ＬＮＧ貯蔵用タンク等の構造部材用として好適な、低温用鋼材およびその製造方法に関する。 The present invention relates to a low-temperature steel material suitable for structural members such as an LNG storage tank and a method for producing the same.
近年、地球環境の保全に対する要求が強くなり、クリーンなエネルギー源として天然ガス（ＬＮＧ）の需要が急増している。それに伴い、ＬＮＧ貯蔵用タンクの建設が、国内外で積極的に推進され、タンク本体に使用される低温用鋼材の需要も増加している。 In recent years, the demand for conservation of the global environment has increased, and the demand for natural gas (LNG) as a clean energy source has increased rapidly. Accordingly, the construction of LNG storage tanks has been actively promoted in Japan and overseas, and the demand for low-temperature steel used for the tank body has increased.
ＬＮＧ貯蔵用タンクのタンク本体には、従来から、9％Ni鋼が広く使用されている。しかし、Niは高価な元素であり、Niを約9％も含む9％Ni鋼板をＬＮＧ貯蔵用タンクのタンク本体に適用することは、タンクの建設コストの高騰を招くことになる。このため、コスト削減という観点から、タンク本体に使用される低温用鋼材として、Ni含有量が9％未満でかつ9％Ni鋼と同等の特性を備えた低温用鋼材が要望されている。 Conventionally, 9% Ni steel has been widely used for the tank body of the LNG storage tank. However, Ni is an expensive element, and applying a 9% Ni steel sheet containing about 9% of Ni to the tank body of the LNG storage tank leads to an increase in the construction cost of the tank. For this reason, from the viewpoint of cost reduction, a low-temperature steel material having a Ni content of less than 9% and equivalent characteristics to 9% Ni steel is demanded as a low-temperature steel material used for the tank body.
このような要望に対し、例えば、特許文献１には、質量％で、C：0.01〜0.1％、Si：0.005〜0.6％、Mn：0.3〜2％、Ni：6％超8％未満、Al：0.005〜0.05％、N：0.0005〜0.005％を含み、（20C＋2.4Mn＋Ni）が10以上を満足する組成の鋼片を、850〜1050℃に加熱し、700〜830℃の温度域で1パス当たり5％以上で累積圧下率25％以上の圧延を行い、700〜800℃の温度域で圧延を終了したのち、直ちに600℃までの冷却速度を10℃/ｓ以上、200℃までの冷却速度を5℃/ｓ以上で、200℃以下の温度域まで加速冷却を行い、あるいはさらに二相域熱処理を施し、650℃以下の温度で焼き戻す、低温用鋼材の製造方法が記載されている。これにより、面積比で1.7％以上の、平均で3.5以下のアスペクト比を有し、平均円相当粒径が1.0μm以下であるオーステナイトを含む組織を有し、低いNi含有量であっても、9％のNiを含む鋼材と同等以上の機械的性質を有する低温用鋼材が得られるとしている。 In response to such a request, for example, Patent Document 1 discloses, in mass%, C: 0.01 to 0.1%, Si: 0.005 to 0.6%, Mn: 0.3 to 2%, Ni: more than 6% and less than 8%, Al : A steel slab with a composition containing 0.005 to 0.05%, N: 0.0005 to 0.005% and (20C + 2.4Mn + Ni) satisfying 10 or more is heated to 850 to 1050 ° C, and 1 pass in the temperature range of 700 to 830 ° C After rolling at a rate of 5% or more and a cumulative reduction rate of 25% or more, and finishing the rolling in the temperature range of 700 to 800 ° C, the cooling rate to 600 ° C is immediately increased to 10 ° C / s or more and to 200 ° C. Describes a method for producing a low-temperature steel material in which the steel is acceleratedly cooled to a temperature range of 5 ° C./s or more and 200 ° C. or less, or further subjected to a two-phase region heat treatment and tempered at a temperature of 650 ° C. or less. This has an aspect ratio of 1.7% or more in area ratio, an average aspect ratio of 3.5 or less, an austenite structure having an average equivalent-circle particle size of 1.0 μm or less, and even with a low Ni content, It is said that low-temperature steel having mechanical properties equivalent to or better than steel containing 9% Ni can be obtained.
また、特許文献２には、質量％で、C：0.01〜0.12％、Si：0.01％以下、Mn：0.4〜2％、Ni：7.5〜9.5％、Al：0.002〜0.05％、N：0.0015〜0.004％を含む組成を有し、1400℃で5秒間保持する溶接ボンド部の熱サイクルを模した再現熱サイクルを施した後に、抽出残渣法で抽出した残渣中のFe含有量が0.02％以上となる、溶接熱影響部ＣＴＯＤ特性に優れた極低温用鋼が記載されている。なお、特許文献２に記載された技術では、（3Si＋5Al＋50N）を0.65以下とすることが、溶接継手部のToe部を含む溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が優れるとしている。 Patent Document 2 discloses that in mass%, C: 0.01 to 0.12%, Si: 0.01% or less, Mn: 0.4 to 2%, Ni: 7.5 to 9.5%, Al: 0.002 to 0.05%, N: 0.0015 to After performing a reproducible thermal cycle that simulates the thermal cycle of a welded bond that has a composition containing 0.004% and is held at 1400 ° C for 5 seconds, the Fe content in the residue extracted by the extraction residue method is 0.02% or more. The steel for cryogenic temperature excellent in the welding heat affected zone CTOD characteristic is described. In the technique described in Patent Document 2, it is said that setting (3Si + 5Al + 50N) to 0.65 or less has excellent CTOD characteristics of the weld heat affected zone including the Toe portion of the weld joint.
また、特許文献３には、質量％で、C：0.03〜0.10％、Si：0.02〜0.40％、Mn：0.2〜1.0％、Ni：7.0〜10.5％、Al：0.01〜0.10％を含む組成の鋼片を、950〜1200℃に加熱し、850℃以下の累積圧下率が15〜75％で、最終圧延終了温度を鋼板表面温度で830〜650℃とした熱間圧延を行い鋼板としたのち、板厚中心部の冷却速度を3℃/ｓ以上、冷却終了温度を300℃以下とする直接焼入れを行ない、500〜700℃の温度で焼戻して、鋼板表面から3mmの範囲では、表面に平行な面の｛110｝集合組織の集積度が1.2以上であり、板厚中心部では、表面に平行な面の｛100｝および｛211｝集合組織の集積度がそれぞれ1.2以上3.0以下である、強度および低温靭性と脆性亀裂伝播停止特性に優れた低温用Ni含有鋼を得るとしている。特許文献３に記載された技術では、所定の集合組織を発達させることにより、低温靭性および脆性亀裂伝播停止特性が向上するとしている。 Patent Document 3 has a composition containing, in mass%, C: 0.03-0.10%, Si: 0.02-0.40%, Mn: 0.2-1.0%, Ni: 7.0-1.0%, Al: 0.01-0.10%. After heating the steel slab to 950-1200 ° C, hot rolling at a cumulative rolling rate of 850 ° C or less at 15-75% and final rolling end temperature of 830-650 ° C at the steel sheet surface temperature, it was made into a steel plate Direct quenching is performed at a cooling rate of 3 ° C / s or more at the center of the plate thickness and 300 ° C or less at the end of cooling, and tempering at a temperature of 500 to 700 ° C is parallel to the surface in the range of 3mm from the steel plate surface. The accumulation degree of {110} texture of the rough surface is 1.2 or more, and at the center of the thickness, the accumulation degree of {100} and {211} texture of the plane parallel to the surface is 1.2 or more and 3.0 or less, The aim is to obtain low temperature Ni-containing steels with excellent strength, low temperature toughness and brittle crack propagation stopping properties. According to the technique described in Patent Document 3, low temperature toughness and brittle crack propagation stopping characteristics are improved by developing a predetermined texture.
また、特許文献４には、質量％で、C：0.03〜0.10％、Si：0.02〜0.30％、Mn：0.65〜1.20％、Al：0.01〜0.10％、N：0.0015〜0.0045％、Ni：5.5〜8.0％を含む鋼素材を1000〜1200℃に加熱し、表面温度で950℃以下840℃超の温度域における累積圧下率を30％以上、表面温度で840℃以下の温度域における累積圧下率を30〜75％とし、圧延終了温度を表面温度で820〜700℃とする熱間圧延を施したのち、板厚中心位置での温度で少なくとも550〜300℃の温度域における平均冷却速度を1℃/ｓ以上とし、冷却終了温度を表面温度で300℃以下とする冷却を施し、その後、焼戻し、残留オーステナイトが分散した焼戻マルテンサイトからなり、板厚1/4位置で体積率で2.2〜14％の残留オーステナイトと、板厚1/4位置で旧オーステナイト粒の平均粒径が10〜60μmで、アスペクト比が4.0以下で、鋼板表面から板厚方向に1mmの位置では、表面に平行な面の｛110｝面集積度が1.3以上、表面に平行な面の｛100｝面集積度が0.9以下であり、板厚中心位置では、表面に平行な面の｛111｝面集積度が1.2以上2.5以下である組織を有する低温用鋼板が得られるとしている。これにより、9％Ni鋼板と同等以上の強度と低温靭性とを有し、脆性亀裂伝播停止特性にも優れた低温用鋼板が得られるとしている。 In Patent Document 4, the mass% is C: 0.03-0.10%, Si: 0.02-0.30%, Mn: 0.65-1.20%, Al: 0.01-0.10%, N: 0.0015-0.0045%, Ni: 5.5. A steel material containing ~ 8.0% is heated to 1000 ~ 1200 ° C, and the cumulative reduction ratio in the temperature range of 950 ° C or less and over 840 ° C at the surface temperature is 30% or more, and the cumulative reduction rate in the temperature range of 840 ° C or less at the surface temperature. 30% to 75%, and after performing hot rolling with a rolling end temperature of 820 to 700 ° C as the surface temperature, the average cooling rate in the temperature range of at least 550 to 300 ° C is 1 at the center thickness position. It consists of tempered martensite in which the cooling end temperature is 300 ° C or less at the surface temperature, and then tempered and retained austenite is dispersed. 14% residual austenite, the average grain size of the prior austenite grains at the thickness of 1/4 position is 10-60μm, the aspect ratio is 4.0 or less, At a position of 1 mm from the steel sheet surface in the thickness direction, the {110} plane integration degree of the plane parallel to the surface is 1.3 or more, and the {100} plane integration degree of the plane parallel to the surface is 0.9 or less, and the center position of the thickness Then, it is said that a low-temperature steel sheet having a structure in which the {111} plane integration degree of the plane parallel to the surface is 1.2 or more and 2.5 or less is obtained. As a result, it is said that a low-temperature steel plate having strength and low-temperature toughness equivalent to or higher than those of a 9% Ni steel plate and excellent in brittle crack propagation stopping characteristics can be obtained.
しかしながら、特許文献１〜４に記載された技術では、Ni含有量は約7質量％程度以上の含有を必要とするか、高価なMo等の合金元素を併用したとしても実質6質量％以上の含有を必須とし、依然として、製造コストが高くなるという問題が避けられない。 However, in the techniques described in Patent Documents 1 to 4, the Ni content needs to be about 7% by mass or more, or even if an expensive alloy element such as Mo is used in combination, the Ni content is substantially 6% by mass or more. The problem that the inclusion is essential and the manufacturing cost is still high is unavoidable.
本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、5質量％程度のNi含有で、9質量％Ni含有の鋼材と同等の低温靭性を有する低温用鋼材およびその製造方法を提供することを目的とする。なお、本発明低温用鋼材は、ＬＮＧ貯蔵用タンク等の低温用タンク本体の素材用として好適な、9％Ni鋼材と同等の強度を有する、JIS G 3127規格に規定される降伏強さYS：590MPa以上、引張強さTS：690〜830MPaの強度を有する低温用鋼材とする。また、ここでいう「鋼材」は、その形状を問わず、例えば鋼板、厚鋼板、形鋼、鋼管等を含むものとする。 An object of the present invention is to solve such problems of the prior art, and to provide a low temperature steel material having a low temperature toughness equivalent to that of a steel material containing about 5% by mass of Ni and containing 9% by mass of Ni, and a method for producing the same. To do. The low-temperature steel material of the present invention has a strength equivalent to 9% Ni steel material, which is suitable as a material for a low-temperature tank body such as an LNG storage tank, and has a yield strength defined by the JIS G 3127 standard YS: A steel material for low temperature having a strength of 590 MPa or more and tensile strength TS: 690 to 830 MPa. In addition, the “steel material” herein includes, for example, a steel plate, a thick steel plate, a shaped steel, a steel pipe, and the like regardless of the shape.
本発明者らは、上記した目的を達成するために、低温靭性に及ぼす各種合金元素の影響を鋭意研究した。その結果、Niの一部をMnに置き換え、組織をマルテンサイト相およびベイナイト相を主体とし、さらに残留オーステナイト量を適正範囲に調整し、組織の微細化および集合組織の調整を、合わせ行うことにより、Ni含有量を7質量％よりさらに少ない5質量％程度のNi含有量としても、Ni含有量が9質量％の場合と同等の低温靭性を有する鋼材を得ることができることを知見した。 In order to achieve the above-mentioned object, the present inventors diligently studied the influence of various alloy elements on low temperature toughness. As a result, a part of Ni is replaced with Mn, the structure is mainly composed of martensite phase and bainite phase, the amount of retained austenite is adjusted to an appropriate range, and the structure is refined and the texture is adjusted. It was discovered that even when the Ni content is about 5% by mass, which is smaller than 7% by mass, a steel material having low temperature toughness equivalent to that when the Ni content is 9% by mass can be obtained.
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は、つぎの通りである。 The present invention has been completed based on such findings and further studies. That is, the gist of the present invention is as follows.
（１）質量％で、C：0.02〜0.10％、Si：0.10〜0.50％、Mn：3.0〜5.0％、P：0.010％以下、S：0.003％以下、Ni：4.5〜7.0％、Al：0.005〜0.10％、N：0.0015〜0.0040％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、焼戻マルテンサイト相および焼戻ベイナイト相を主相とし、平均円相当径：1.0μm以下の残留オーステナイトを体積率で3.0％以上含み、板厚中心位置を中心に板厚方向で50％以上の領域で板面に平行な｛211｝面の集積度が1.2以上である集合組織を有し、かつ隣接する結晶粒の方位差が15°以上の大角粒界で囲まれる領域の平均粒径が、円相当径で5.0μm以下である組織と、を有することを特徴とする低温用鋼材。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.5％以下、Cr：0.5％以下、Mo：0.5％以下、V：0.1％以下、B：0.005％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする低温用鋼材。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.05％以下を含有する組成とすることを特徴とする低温用鋼材。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti：0.05％以下を含有する組成とすることを特徴とする低温用鋼材。
（５）（１）ないし（４）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0040％以下、REM：0.0080％以下、Mg：0.0050％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする低温用鋼材。
（６）鋼素材に、熱間圧延と、それに引続く直接焼入れ処理および熱処理を施す低温用鋼材の製造方法であって、前記鋼素材が、質量％で、C：0.02〜0.10％、Si：0.10〜0.50％、Mn：3.0〜5.0％、P：0.010％以下、S：0.003％以下、Ni：4.5〜7.0％、Al：0.005〜0.10％、N：0.0015〜0.0040％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、前記熱間圧延が、前記鋼素材を1000〜1200℃に加熱し、850〜950℃の温度域での累積圧下率を30％以上とし、圧延終了温度を750℃以上とする圧延であり、前記直接焼入れ処理が、冷却開始温度を750℃以上とし、600〜300℃の温度域での平均冷却速度が1.0℃/ｓ以上である冷却速度で、300℃以下の冷却停止温度域まで冷却する処理とし、該直接焼入れ処理に引続き前記熱処理として、600〜750℃の範囲の温度に再加熱し600〜300℃の温度域での平均冷却速度が1.0℃/ｓ以上である冷却速度で、300℃以下の冷却停止温度域まで冷却する二相温度域熱処理と、500〜650℃の範囲の温度に加熱し空冷する焼戻処理とを施すことを特徴とする低温用鋼材の製造方法。
（７）（６）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.5％以下、Cr：0.5％以下、Mo：0.5％以下、V：0.1％以下、B：0.005％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする低温用鋼材の製造方法。
（８）（６）または（７）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.05％以下を含有する組成とすることを特徴とする低温用鋼材の製造方法。
（９）（６）ないし（８）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti：0.05％以下を含有する組成とすることを特徴とする低温用鋼材の製造方法。
（１０）（６）ないし（９）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0040％以下、REM：0.0080％以下、Mg：0.0050％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする低温用鋼材の製造方法。
(1) By mass%, C: 0.02 to 0.10%, Si: 0.10 to 0.50%, Mn: 3.0 to 5.0%, P: 0.010% or less, S: 0.003% or less, Ni: 4.5 to 7.0%, Al: 0.005 ~ 0.10%, N: 0.0015 ~ 0.0040%, the composition consisting of the balance Fe and inevitable impurities, the tempered martensite phase and the tempered bainite phase as the main phase, average equivalent circle diameter: 1.0μm or less retained austenite Having a texture where the degree of integration of {211} planes parallel to the plate surface is 1.2 or more in the region of 50% or more in the plate thickness direction centered on the plate thickness center position, A steel material for low temperature, characterized in that it has a structure in which an average grain size of a region surrounded by large-angle grain boundaries in which the orientation difference between adjacent crystal grains is 15 ° or more is 5.0 μm or less in terms of a circle equivalent diameter.
(2) In (1), in addition to the above composition, by mass%, Cu: 0.5% or less, Cr: 0.5% or less, Mo: 0.5% or less, V: 0.1% or less, B: 0.005% or less A steel material for low temperature characterized by having a composition containing one or more selected from
(3) A steel material for low temperature according to (1) or (2), wherein in addition to the above composition, the composition further contains Nb: 0.05% or less by mass%.
(4) A steel material for low temperature according to any one of (1) to (3), further comprising a composition containing Ti: 0.05% or less by mass% in addition to the above composition.
(5) In any one of (1) to (4), in addition to the above composition, in addition to mass, Ca: 0.0040% or less, REM: 0.0080% or less, Mg: 0.0050% or less A steel material for low temperature characterized by having a composition containing two or more seeds.
(6) A method for producing a steel material for low temperature in which a steel material is subjected to hot rolling, followed by direct quenching and heat treatment, wherein the steel material is in mass%, C: 0.02 to 0.10%, Si: 0.10 to 0.50%, Mn: 3.0 to 5.0%, P: 0.010% or less, S: 0.003% or less, Ni: 4.5 to 7.0%, Al: 0.005 to 0.10%, N: 0.0015 to 0.0040%, the balance Fe and A steel material having a composition consisting of inevitable impurities, and the hot rolling heats the steel material to 1000 to 1200 ° C., sets the cumulative rolling reduction in the temperature range of 850 to 950 ° C. to 30% or more, and finishes rolling. It is rolling at a temperature of 750 ° C. or higher, and the direct quenching treatment has a cooling start temperature of 750 ° C. or higher, and an average cooling rate in a temperature range of 600 to 300 ° C. is 1.0 ° C./s or higher, Re-heated to a temperature in the range of 600 to 750 ° C as the heat treatment following the direct quenching treatment and cooling to a cooling stop temperature range of 300 ° C or less Two-phase temperature heat treatment for cooling to a cooling stop temperature range of 300 ° C. or less at a cooling rate of 1.0 ° C./s or higher in the temperature range of 600 to 300 ° C., and a temperature in the range of 500 to 650 ° C. And a tempering process in which the steel is heated and air-cooled.
(7) In (6), in addition to the above composition, by mass%, Cu: 0.5% or less, Cr: 0.5% or less, Mo: 0.5% or less, V: 0.1% or less, B: 0.005% or less The manufacturing method of the steel material for low temperature characterized by setting it as the composition containing the 1 type (s) or 2 or more types chosen from these.
(8) A method for producing a steel material for low temperature according to (6) or (7), wherein the composition further comprises Nb: 0.05% or less by mass% in addition to the above composition.
(9) A method for producing a low-temperature steel material according to any one of (6) to (8), further comprising a composition containing Ti: 0.05% or less by mass% in addition to the above composition.
(10) In any one of (6) to (9), in addition to the above-mentioned composition, 1% selected from Ca: 0.0040% or less, REM: 0.0080% or less, and Mg: 0.0050% or less in mass% The manufacturing method of the steel material for low temperature characterized by setting it as the composition containing a seed | species or 2 or more types.
本発明によれば、7質量％よりさらに少ないNi含有で、Niを9質量％含有する場合と同等の低温靱性を有する低温用鋼材を、容易にしかも安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。 According to the present invention, it is possible to easily and inexpensively manufacture a low temperature steel material having a low temperature toughness equivalent to the case where Ni is contained in an amount of less than 7% by mass and containing 9% by mass of Ni. Play.
まず、本発明低温用鋼板の組成限定理由について、説明する。以下、組成における質量％は、単に％で記す。 First, the reasons for limiting the composition of the low-temperature steel sheet according to the present invention will be described. Hereinafter, the mass% in the composition is simply expressed as%.
C：0.02〜0.10％
Cは、鋼の強度増加に寄与するとともに、残留オーステナイトの安定化を介して低温靱性の向上に有効に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.02％以上の含有を必要とする。一方、0.10％を超える含有は、残留オーステナイト量増加による靭性向上の効果以上に、靱性を低下させる。このため、Cは0.02〜0.10％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.04〜0.08％である。
C: 0.02 to 0.10%
C is an element that contributes to an increase in the strength of the steel and an effective contribution to the improvement of low temperature toughness through stabilization of retained austenite. In order to obtain such an effect, a content of 0.02% or more is required. On the other hand, the content exceeding 0.10% lowers toughness more than the effect of improving toughness by increasing the amount of retained austenite. For this reason, C was limited to the range of 0.02 to 0.10%. In addition, Preferably, it is 0.04 to 0.08%.
Si：0.10〜0.50％
Siは、脱酸剤として有効に作用するとともに、セメンタイト析出を抑制しオーステナイト相の安定化に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.10％以上の含有を必要とする。一方、0.50％を超える含有は、焼戻脆化感受性が高くなる。このため、Siは0.10〜0.50％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.15〜0.45％である。
Si: 0.10 to 0.50%
Si is an element that effectively acts as a deoxidizing agent and suppresses cementite precipitation and contributes to stabilization of the austenite phase. In order to obtain such an effect, the content of 0.10% or more is required. On the other hand, a content exceeding 0.50% increases the susceptibility to temper embrittlement. For this reason, Si was limited to the range of 0.10 to 0.50%. In addition, Preferably it is 0.15-0.45%.
Mn：3.0〜5.0％
Mnは、本発明では最も重要な元素であり、オーステナイト相を安定化し、低温靭性向上に有効な残留オーステナイト量を適正な範囲に増加させるために有効に寄与する。本発明では、Niの一部に代えてMnを含有させるが、上記したような効果を得るためには、Mnは3.0％以上の含有を必要とする。一方、5.0％を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、Mnは3.0〜5.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは3.5〜4.5％である。
Mn: 3.0-5.0%
Mn is the most important element in the present invention, and contributes effectively to stabilize the austenite phase and increase the amount of retained austenite effective for improving low temperature toughness to an appropriate range. In the present invention, Mn is contained in place of a part of Ni, but Mn needs to be contained in an amount of 3.0% or more in order to obtain the above-described effects. On the other hand, the content exceeding 5.0% lowers the weldability. For this reason, Mn was limited to the range of 3.0 to 5.0%. In addition, Preferably it is 3.5 to 4.5%.
P：0.010％以下
Pは、不可避的不純物であり、粒界に偏析し、母材および溶接部の靱性を低下させる元素であり、本発明ではできるだけ低減することが好ましいが、0.010％以下であれば、その悪影響は許容できる。このようなことから、Pは0.010％以下に限定した。
P: 0.010% or less
P is an unavoidable impurity, is an element that segregates at the grain boundaries and lowers the toughness of the base metal and the welded portion, and is preferably reduced as much as possible in the present invention. acceptable. Therefore, P is limited to 0.010% or less.
S：0.003％以下
Sは、不可避的不純物で、鋼中ではMnS等の硫化物系介在物として存在し、破壊の発生起点として、延性、靭性に悪影響を及ぼす。このため、本発明ではできるだけ低減することが好ましいが、0.003％以下であれば許容できる。このため、Sは0.003％以下に限定した。なお、好ましくは0.002％以下である。
S: 0.003% or less
S is an unavoidable impurity and exists in steel as sulfide inclusions such as MnS, and has an adverse effect on ductility and toughness as a starting point of fracture. For this reason, although it is preferable to reduce as much as possible in the present invention, 0.003% or less is acceptable. For this reason, S was limited to 0.003% or less. In addition, Preferably it is 0.002% or less.
Ni：4.5〜7.0％
Niは、固溶して鋼の強度増加に寄与するとともに、オーステナイト相を安定化し、靭性を向上させる作用を有する元素である。このような効果は、含有量が多いほど顕著になるが、Niを多量に含有すると製造コストの高騰を招くため、7.0％以下に限定した。また、9％Ni鋼と同等の特性を有する鋼材とするためには、4.5％以上の含有を必要とする。このため、Niは4.5〜7.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは5.0％以上である。
Ni: 4.5-7.0%
Ni is an element that has the effect of solid solution to contribute to increasing the strength of steel, stabilize the austenite phase, and improve toughness. Such an effect becomes more pronounced as the content increases. However, if Ni is contained in a large amount, the manufacturing cost increases, so the content is limited to 7.0% or less. Moreover, in order to make a steel material having the same characteristics as 9% Ni steel, it is necessary to contain 4.5% or more. For this reason, Ni was limited to the range of 4.5 to 7.0%. In addition, Preferably it is 5.0% or more.
Al：0.005〜0.10％
Alは、Siと同様に、脱酸剤として作用する元素であり、また、セメンタイトの析出を抑制しオーステナイトの安定化にも寄与する。このような効果を得るためには0.005％以上の含有を必要とする。一方、0.10％を超えて含有すると、窒化物、炭窒化物の生成を招き、靱性が低下する。このため、Alは0.005〜0.10％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.015〜0.090％である。
Al: 0.005-0.10%
Al, like Si, is an element that acts as a deoxidizer, and also contributes to the stabilization of austenite by suppressing the precipitation of cementite. In order to acquire such an effect, 0.005% or more of content is required. On the other hand, when it contains exceeding 0.10%, the production | generation of a nitride and a carbonitride will be caused and toughness will fall. For this reason, Al was limited to 0.005 to 0.10% of range. In addition, Preferably it is 0.015-0.090%.
N：0.0015〜0.0040％
Nは、オーステナイトの安定化に寄与する元素である。また、Nは窒化物として析出し、オーステナイト粒の微細化に効果を発揮する。このような効果を得るためには、0.0015％以上含有させる必要がある。一方、0.0040％を超えて含有すると、溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性の低下の原因となる。このため、Nは0.0015〜0.0040％の範囲に限定した。なお、好ましい下限は0.0020％、好ましい上限は0.0035％である。
N: 0.0015-0.0040%
N is an element that contributes to the stabilization of austenite. Further, N precipitates as a nitride and exhibits an effect on the refinement of austenite grains. In order to acquire such an effect, it is necessary to make it contain 0.0015% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.0040%, it causes a reduction in the weld heat affected zone (HAZ) toughness. For this reason, N was limited to the range of 0.0015 to 0.0040%. A preferred lower limit is 0.0020%, and a preferred upper limit is 0.0035%.
上記した成分が基本の成分であるが、本発明では、基本の組成に加えてさらに、必要に応じて、Cu：0.5％以下、Cr：0.5％以下、Mo：0.5％以下、V：0.1％以下、B：0.005％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Nb：0.05％以下、および／または、Ti：0.05％以下、および／または、Ca：0.0040％以下、REM：0.0080％以下、Mg：0.0050％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、を選択して含有できる。 The above-mentioned components are basic components. In the present invention, in addition to the basic composition, Cu: 0.5% or less, Cr: 0.5% or less, Mo: 0.5% or less, V: 0.1%, if necessary. Hereinafter, B: one or more selected from 0.005% or less, and / or Nb: 0.05% or less, and / or Ti: 0.05% or less, and / or Ca: 0.0040% or less, One or two or more selected from REM: 0.0080% or less and Mg: 0.0050% or less can be selected and contained.
Cu：0.5％以下、Cr：0.5％以下、Mo：0.5％以下、V：0.1％以下、B：0.005％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Cu、Cr、Mo、V、Bはいずれも、強度増加に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上を含有できる。
One or more selected from Cu: 0.5% or less, Cr: 0.5% or less, Mo: 0.5% or less, V: 0.1% or less, B: 0.005% or less
Cu, Cr, Mo, V, and B are all elements that contribute to an increase in strength, and can be selected as necessary to contain one or more.
Cuは、焼入れ性の向上を介して強度増加に寄与する元素であり、このような効果を得るためには0.05％以上含有することが望ましいが、0.5％を超える含有は、靱性を低下させる。このため、含有する場合には、Cuは0.5％以下に限定することが好ましい。 Cu is an element that contributes to an increase in strength through the improvement of hardenability. In order to obtain such an effect, it is desirable to contain 0.05% or more. However, if it exceeds 0.5%, the toughness is lowered. For this reason, when it contains, it is preferable to limit Cu to 0.5% or less.
Crは、焼入れ性の向上を介して鋼の強度増加に寄与する元素であり、このような効果を得るためには0.2％以上含有することが望ましいが、0.5％を超える含有は、靭性を低下させる。このため、含有する場合には、Crは0.5％以下に限定することが好ましい。 Cr is an element that contributes to increasing the strength of steel through the improvement of hardenability. To obtain such effects, it is desirable to contain 0.2% or more, but inclusion exceeding 0.5% lowers toughness. Let For this reason, when contained, Cr is preferably limited to 0.5% or less.
Moは、焼入れ性の向上を介して鋼の強度増加に寄与する元素であり、このような効果を得るためには0.01％以上含有することが望ましいが、0.5％を超える含有は、靭性を低下させる。このため、含有する場合には、Moは0.5％以下に限定することが好ましい。 Mo is an element that contributes to increasing the strength of steel through improving hardenability. To obtain such effects, it is desirable to contain 0.01% or more, but inclusion exceeding 0.5% lowers toughness. Let For this reason, when it contains, it is preferable to limit Mo to 0.5% or less.
Vは、析出強化を介して鋼の強度増加に寄与する元素であり、このような効果を得るためには0.005％以上含有することが望ましいが、0.1％を超えて含有すると靭性が低下する。このため、含有する場合にはVは0.1％以下に限定することが好ましい。 V is an element that contributes to increasing the strength of steel through precipitation strengthening. In order to obtain such an effect, V is preferably contained in an amount of 0.005% or more, but if it exceeds 0.1%, the toughness decreases. For this reason, when it contains, it is preferable to limit V to 0.1% or less.
Bは、微量添加により、焼入れ性を向上させる元素であり、焼入れ性の向上を介して鋼の強度増加に寄与する。このような効果を得るためには、0.0003％以上含有することが望ましいが、0.005％を超えて含有すると、溶接性が低下する。このため、含有する場合には、Bは0.0003〜0.005％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0005〜0.0030％、さらに好ましくは0.0005〜0.0020％である。 B is an element that improves hardenability by adding a small amount, and contributes to increasing the strength of steel through the improvement of hardenability. In order to acquire such an effect, it is desirable to contain 0.0003% or more, but when it contains exceeding 0.005%, weldability will fall. For this reason, when it contains, it is preferable to limit B to 0.0003 to 0.005% of range. In addition, More preferably, it is 0.0005 to 0.0030%, More preferably, it is 0.0005 to 0.0020%.
Nb：0.05％以下
Nbは、熱間圧延での未再結晶温度域を拡大し、熱間圧延後の組織の微細化を介して、鋼材の高強度化と高靱化に大きく寄与する。このような効果を得るには、0.005％以上含有することが望ましいが、0.05％を超える含有は、靱性を低下させる。このため、含有する場合には、Nbは0.05％以下に限定することが好ましい。
Nb: 0.05% or less
Nb greatly contributes to the strengthening and toughening of steel materials through the expansion of the non-recrystallization temperature range in hot rolling and the refinement of the structure after hot rolling. In order to acquire such an effect, it is desirable to contain 0.005% or more, but inclusion exceeding 0.05% reduces toughness. For this reason, when it contains, it is preferable to limit Nb to 0.05% or less.
Ti：0.05％以下
Tiは、Nと結合しTiNを形成し、Nを固定し、BNの析出を抑制し、Bの焼入れ性向上効果を助長することを介して、鋼材の強度増加に寄与する。このような効果を得るためには、0.005％以上含有することが望ましいが、0.05％を超えて含有すると、TiCの析出を招き、靭性が低下する。このため、含有する場合には、Tiは0.05％以下の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.005〜0.050％、さらに好ましくは0.010〜0.020％である。
Ti: 0.05% or less
Ti combines with N to form TiN, fixes N, suppresses the precipitation of BN, and promotes the effect of improving the hardenability of B, thereby contributing to an increase in steel strength. In order to acquire such an effect, it is desirable to contain 0.005% or more. However, if it exceeds 0.05%, TiC is precipitated and the toughness is lowered. For this reason, when it contains, it is preferable to limit Ti to the range of 0.05% or less. In addition, More preferably, it is 0.005-0.050%, More preferably, it is 0.010-0.020%.
Ca：0.0040％以下、REM：0.0080％以下、Mg：0.0050％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ca、REM、Mgはいずれも、硫化物系介在物の形態を制御する作用を有し、延性、靭性の向上に寄与する元素であり、必要に応じて、１種または２種以上を選択して含有できる。このような効果を得るためには、Ca：0.0005％以上、REM：0.0005％以上、Mg：0.0005％以上、それぞれ含有することが望ましい。一方、Ca：0.0040％、REM：0.0080％、Mg：0.0050％をそれぞれ超える含有は、鋼の清浄度が低下し、延性、靭性が低下する。このため、含有する場合には、Ca：0.0040％以下、REM：0.0080％以下、Mg：0.0050％以下、にそれぞれ限定することが好ましい。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。
One or more selected from Ca: 0.0040% or less, REM: 0.0080% or less, Mg: 0.0050% or less
Ca, REM, and Mg are all elements that control the morphology of sulfide inclusions and contribute to the improvement of ductility and toughness. Select one or more as required. Can be contained. In order to acquire such an effect, it is desirable to contain Ca: 0.0005% or more, REM: 0.0005% or more, and Mg: 0.0005% or more. On the other hand, if the content exceeds Ca: 0.0040%, REM: 0.0080%, and Mg: 0.0050%, the cleanliness of the steel decreases, and the ductility and toughness decrease. For this reason, when it contains, it is preferable to limit to Ca: 0.0040% or less, REM: 0.0080% or less, and Mg: 0.0050% or less, respectively.
The balance other than the components described above consists of Fe and inevitable impurities.
つぎに、本発明低温用鋼材の組織限定理由について説明する。
本発明低温用鋼材は、焼戻マルテンサイト相および焼戻ベイナイト相を主相とする。これにより、所望の強度を容易に保持することができる。なお、本発明低温用鋼材では、強度、低温靭性に悪影響を及ぼす軟質なフェライト相や、硬質で粗大なパーライトの生成を極力抑制した組織とする。
なお、ここでいう、「主相」とは、体積率で90％以上を占有する相をいう。
そして、本発明低温用鋼材では、主相である、焼戻マルテンサイト相、焼戻ベイナイト相はいずれも、ラス状を呈し、隣接する結晶粒の方位差が15°以上の大角粒界で囲まれる領域の平均粒径が、円相当径で5.0μm以下である組織を有する。隣接する結晶粒の方位差が15°以上の大角粒界で囲まれる領域の平均粒径が、5.0μmを超えて大きくなると、組織が粗大となり、低温靭性が低下する。なお、隣接する結晶粒の方位差は、EBSD（Electron Back Scattering Diffraction）法により得られた方位マップ図をもとに判定するものとする。
Next, the reason for limiting the structure of the steel material for low temperature of the present invention will be described.
The steel material for low temperature of the present invention has a tempered martensite phase and a tempered bainite phase as main phases. Thereby, desired intensity | strength can be hold | maintained easily. The steel material for low temperature according to the present invention has a structure in which the generation of a soft ferrite phase that adversely affects strength and low temperature toughness and hard and coarse pearlite is suppressed as much as possible.
Here, the “main phase” refers to a phase that occupies 90% or more by volume ratio.
And, in the steel material for low temperature of the present invention, the main phase, the tempered martensite phase and the tempered bainite phase both exhibit a lath shape and are surrounded by large-angle grain boundaries in which the orientation difference between adjacent crystal grains is 15 ° or more. The average particle size of the region to be measured has a structure whose equivalent circle diameter is 5.0 μm or less. When the average grain size of a region surrounded by large-angle grain boundaries with an orientation difference between adjacent crystal grains of 15 ° or more exceeds 5.0 μm, the structure becomes coarse and low-temperature toughness decreases. Note that the orientation difference between adjacent crystal grains is determined based on an orientation map obtained by an EBSD (Electron Back Scattering Diffraction) method.
残留オーステナイト相：体積率で3.0％以上
本発明低温用鋼材では、上記した主相を基地相とし、その中に、残留オーステナイト相が微細分散した組織を呈する。残留オーステナイト相は、鋼板の低温靭性の向上に大きく寄与することから、Ni含有量を低く抑えた本発明鋼板では、十分な低温靭性の向上を図るため所定量以上の残留オーステナイト相を含む必要がある。本発明では、基地相中に微細分散する残留オーステナイト相は、体積率で3.0％以上とする。残留オーステナイト相が体積率で3.0％未満では、低温靭性の向上代が少なく、所望の優れた低温靭性を確保できない。このようなことから、残留オーステナイト相は、体積率で3.0％以上に限定した。なお、好ましくは3.5％以上、さらに好ましくは4.0％以上である。
Residual austenite phase: 3.0% or more in volume ratio In the steel material for low temperature of the present invention, the main phase described above is used as a base phase, and a structure in which the retained austenite phase is finely dispersed is exhibited. The retained austenite phase greatly contributes to the improvement of the low temperature toughness of the steel sheet. Therefore, in the steel sheet of the present invention in which the Ni content is kept low, it is necessary to include a predetermined amount or more of the retained austenite phase in order to sufficiently improve the low temperature toughness. is there. In the present invention, the residual austenite phase finely dispersed in the matrix phase is 3.0% or more by volume. If the residual austenite phase is less than 3.0% by volume, there is little room for improvement in low temperature toughness, and the desired excellent low temperature toughness cannot be ensured. For these reasons, the retained austenite phase was limited to 3.0% or more by volume. In addition, Preferably it is 3.5% or more, More preferably, it is 4.0% or more.
また、残留オーステナイト相は体積率で、好ましくは10％以下とする。残留オーステナイト相が体積率で10％を超えて過度に多くなると、降伏強さの極端な低下を招き、また残留オーステナイト相の安定性が低下するため、かえって低温靭性が低下する。なお、この残留オーステナイト量は、少なくとも板厚1/4位置で測定した値とする。 Further, the residual austenite phase is a volume ratio, preferably 10% or less. If the retained austenite phase exceeds 10% in volume ratio, the yield strength is extremely lowered, and the stability of the retained austenite phase is lowered, so that the low temperature toughness is lowered. The amount of retained austenite is a value measured at least at a 1/4 position.
残留オーステナイト相の平均径：円相当径で1.0μm以下
本発明低温用鋼材では、低温靭性向上のために、基地相中に、微細な残留オーステナイト相を分散させる。分散させる残留オーステナイト相の大きさは、円相当径で平均1.0μm以下とする。残留オーステナイト相が、円相当径で平均1.0μmを超えて大きくなると、安定性が低下し、所望の低温靭性を確保できなくなる。このため、残留オーステナイト相の平均径は円相当径で1.0μm以下に限定した。なお、残留オーステナイト相の大きさは、透過型電子顕微鏡を用いて、オーステナイト相であることを確認し、その粒の面積を測定し、得られた面積に相当する円の直径を算出し、円相当径とし、大きさを評価した。なお、100個以上の残留オーステナイト相について円相当径を測定し、それらの算術平均を当該鋼材の残留オーステナイト相の平均径とするものとする。
Average diameter of residual austenite phase: equivalent circular diameter of 1.0 μm or less In the steel material for low temperature of the present invention, a fine residual austenite phase is dispersed in the matrix phase in order to improve low temperature toughness. The size of the retained austenite phase to be dispersed is an average equivalent circle diameter of 1.0 μm or less. When the residual austenite phase becomes larger than the average equivalent circle diameter of 1.0 μm, the stability is lowered and the desired low temperature toughness cannot be secured. For this reason, the average diameter of the retained austenite phase is limited to 1.0 μm or less in terms of equivalent circle diameter. Note that the size of the retained austenite phase is confirmed to be an austenite phase using a transmission electron microscope, the area of the grains is measured, the diameter of the circle corresponding to the obtained area is calculated, The equivalent diameter was taken and the size was evaluated. It should be noted that the equivalent circle diameters of 100 or more retained austenite phases are measured, and the arithmetic average thereof is defined as the average diameter of the retained austenite phases of the steel material.
本発明低温用鋼材では、低Ni系で、9％Niと同等の優れた低温靭性を確保するために、上記した基地相中に、上記した大きさ、分率の残留オーステナイト相を微細に分散させることに加えて、さらに、板厚中心位置を中心に板厚方向で50％以上の領域における板面に平行に、所定の結晶面が集積した組織を有するように調整する。 In the low temperature steel according to the present invention, in order to ensure excellent low temperature toughness equivalent to 9% Ni in a low Ni system, the above-mentioned size and fraction of retained austenite phase is finely dispersed in the base phase. In addition, adjustment is made so that a predetermined crystal plane is accumulated in parallel to the plate surface in the region of 50% or more in the plate thickness direction centering on the plate thickness center position.
板厚中心位置を中心に板厚方向で50％以上の領域における板面に平行な｛211｝面の集積度：1.2以上
板厚中心位置を中心に板厚方向で50％以上の領域において、板面に平行に｛211｝面を集積させることにより、低温靭性が向上する。このような効果を得るためには、板面に平行な｛211｝面の集積度は1.2以上とする必要がある。板面に平行な｛211｝面の集積度が1.2未満では、低温靭性の改善効果が少ない。一方、｛211｝面の集積度が3.0を超えて過度に集積すると、かえって低温靭性に悪影響を及ぼす。なお、好ましくは3.0以下である。なお、より好ましくは2.0〜2.5である。
Accumulation degree of {211} plane parallel to the plate surface in the region of 50% or more in the plate thickness direction centering on the plate thickness center position: 1.2 or more In the region of 50% or more in the plate thickness direction centering on the plate thickness center position, Low temperature toughness is improved by accumulating {211} planes parallel to the plate surface. In order to obtain such an effect, the integration degree of {211} planes parallel to the plate surface needs to be 1.2 or more. If the degree of integration of {211} planes parallel to the plate surface is less than 1.2, the effect of improving low temperature toughness is small. On the other hand, if the degree of accumulation on the {211} plane exceeds 3.0, the low temperature toughness is adversely affected. In addition, Preferably it is 3.0 or less. In addition, More preferably, it is 2.0-2.5.
なお、｛hkl｝面の集積度とは、ランダム組織の標準試料の｛hkl｝面からの回折Ｘ線強度Ｉ０に対する被検試料の｛hkl｝面からの回折Ｘ線強度Ｉの相対強度比Ｉ／Ｉ０で表す値である。 The degree of integration of the {hkl} plane is the relative intensity ratio of the diffracted X-ray intensity I from the {hkl} plane of the test sample to the diffracted X-ray intensity I 0 from the {hkl} plane of the standard sample of random structure. It is a value represented by I / I 0 .
つぎに、本発明低温用鋼板の好ましい製造方法について説明する。
本発明では、上記した組成を有する鋼素材に、熱間圧延と、それに引続く直接焼入れ処理および熱処理と、を施し、低温用鋼材とする。
なお、鋼素材の製造方法はとくに、限定する必要はなく、常用の転炉、電気炉、さらには取鍋精錬等をもちいて、上記した組成の溶鋼を溶製し、連続鋳造法等の常用の鋳造方法を用いて鋳造し、スラブ等の鋼素材とすることが好ましい。
得られた鋼素材は、ついで加熱炉に装入され、加熱温度：1000〜1200℃の範囲の温度に加熱される。
Below, the preferable manufacturing method of the steel plate for low temperature of this invention is demonstrated.
In the present invention, a steel material having the above-described composition is subjected to hot rolling, followed by direct quenching and heat treatment to obtain a low-temperature steel material.
In addition, the manufacturing method of the steel material is not particularly limited, and a conventional converter such as a continuous casting method is used by melting a molten steel having the above composition using a conventional converter, electric furnace, and ladle refining. It is preferable that the steel material such as a slab is cast by using the above casting method.
The obtained steel material is then charged into a heating furnace and heated to a temperature in the range of 1000 to 1200 ° C.
加熱温度：1000〜1200℃
加熱温度が1000℃未満では、鋳造段階で析出した粗大なAlNが固溶せず、低温靭性が低下する。一方、加熱温度が1200℃を超えて高温に加熱されると、オーステナイト粒が粗大化し低温靭性が低下する。このようなことから、加熱温度は1000〜1200℃の範囲の温度に限定した。
加熱された鋼素材は、ついで熱間圧延を施される。
熱間圧延は、850〜950℃の温度域での累積圧下率を30％以上とし、圧延終了温度が750℃以上である圧延とする。
Heating temperature: 1000 ~ 1200 ℃
When the heating temperature is less than 1000 ° C., coarse AlN precipitated in the casting stage does not dissolve, and low-temperature toughness decreases. On the other hand, when the heating temperature exceeds 1200 ° C. and is heated to a high temperature, the austenite grains become coarse and the low temperature toughness decreases. For this reason, the heating temperature was limited to a temperature in the range of 1000 to 1200 ° C.
The heated steel material is then subjected to hot rolling.
Hot rolling is rolling with a cumulative rolling reduction in the temperature range of 850 to 950 ° C. of 30% or more and a rolling end temperature of 750 ° C. or more.
850〜950℃の温度域での累積圧下率：30％以上
本発明では、熱間圧延によりオーステナイト粒の微細化と適度な偏平化を図る。その後の直接焼入れ処理により、加工オーステナイトからマルテンサイト変態、ベイナイト変態させることにより、隣接する結晶粒の方位差が15°以上の大角粒界で囲まれる領域が小さい、微細なマルテンサイト相およびベイナイト相を得ることができる。このためには、850〜950℃の温度域での累積圧下率を30％以上とする必要がある。なお、微細なマルテンサイト相および微細なベイナイト相の形成に伴い、それら相の間に残留するオーステナイト相も微細化する。850〜950℃の温度域での累積圧下率が30％未満では、上記したオーステナイト粒の微細化と偏平化が不足し、微細なマルテンサイト相およびベイナイト相を得ることができなくなる。なお、累積圧下率が75％を超えて多くなると、集合組織の集積度が過度に大きくなる。そのため、850〜950℃の温度域での累積圧下率は75％以下とすることが好ましい。なお、850〜950℃の温度域は、鋼材の表面温度とする。
Cumulative rolling reduction in a temperature range of 850 to 950 ° C .: 30% or more In the present invention, the austenite grains are refined and appropriately flattened by hot rolling. Fine martensite and bainite phases in which the region surrounded by large-angle grain boundaries where the orientation difference between adjacent grains is 15 ° or more is small by transforming the processed austenite into martensite and bainite by direct quenching. Can be obtained. For this purpose, the cumulative rolling reduction in the temperature range of 850 to 950 ° C. needs to be 30% or more. As the fine martensite phase and fine bainite phase are formed, the austenite phase remaining between these phases is also refined. When the cumulative rolling reduction in the temperature range of 850 to 950 ° C. is less than 30%, the above-described austenite grain refinement and flattening are insufficient, and a fine martensite phase and bainite phase cannot be obtained. In addition, when the cumulative rolling reduction exceeds 75%, the accumulation degree of the texture becomes excessively large. Therefore, the cumulative rolling reduction in the temperature range of 850 to 950 ° C. is preferably 75% or less. In addition, the temperature range of 850-950 degreeC shall be the surface temperature of steel materials.
圧延終了温度：750℃以上
熱間圧延の圧延終了温度は、750℃以上とする。圧延終了温度が750℃未満となると、圧延中、あるいは圧延終了後にフェライト相が析出し、強度の低下や、靭性の低下が生じ、所望の強度、低温靭性を確保することが難しくなる。このようなことから、熱間圧延の圧延終了温度は、750℃以上に限定した。なお、圧延終了温度は、鋼材の表面温度とする。
熱間圧延終了後、それに引続き、冷却処理（直接焼入れ処理）および熱処理、を施す。
冷却処理（直接焼入れ処理）は、冷却開始温度を表面温度で750℃以上とし、板厚中心位置での温度で600〜300℃の温度域での平均冷却速度が1.0℃/ｓ以上である冷却速度で、300℃以下の冷却停止温度域まで冷却する処理とする。
Rolling end temperature: 750 ° C. or higher The rolling end temperature of hot rolling is 750 ° C. or higher. When the rolling end temperature is less than 750 ° C., the ferrite phase is precipitated during or after the end of rolling, resulting in a decrease in strength and a decrease in toughness, making it difficult to ensure desired strength and low temperature toughness. For these reasons, the rolling end temperature of hot rolling is limited to 750 ° C. or higher. Note that the rolling end temperature is the surface temperature of the steel material.
After the hot rolling is completed, a cooling process (direct quenching process) and a heat treatment are subsequently performed.
In the cooling treatment (direct quenching treatment), the cooling start temperature is 750 ° C. or more at the surface temperature, and the average cooling rate in the temperature range of 600 to 300 ° C. is 1.0 ° C./s or more at the temperature at the plate thickness center position. The cooling is performed at a speed to a cooling stop temperature range of 300 ° C. or lower.
冷却開始温度：750℃以上
直接焼入れ処理の冷却開始温度が750℃未満では、強度、低温靭性に悪影響を及ぼすフェライト相が析出しやすくなり、所望の強度、低温靭性を確保できなくなる。このため、直接焼入れ処理の冷却開始温度は750℃以上に限定した。
Cooling start temperature: 750 ° C. or more If the cooling start temperature of the direct quenching process is less than 750 ° C., the ferrite phase that adversely affects the strength and low temperature toughness is likely to precipitate, and the desired strength and low temperature toughness cannot be secured. For this reason, the cooling start temperature of the direct quenching process was limited to 750 ° C. or higher.
600〜300℃の温度域での平均冷却速度：1.0℃/ｓ以上
直接焼入れ処理における600〜300℃の温度域での平均冷却速度が1.0℃/ｓ未満では、組織をマルテンサイトおよびベイナイトとすることができなくなり、所望の強度、低温靭性を確保できなくなる。このため、直接焼入れ処理における600〜300℃の温度域での平均冷却速度は1.0℃/ｓ以上に限定した。なお、好ましくは3℃/ｓ以上である。平均冷却速度の上限はとくに限定する必要はないが、実現可能な冷却速度である25℃/ｓとすることが好ましい。
Average cooling rate in the temperature range of 600 to 300 ° C: 1.0 ° C / s or more When the average cooling rate in the temperature range of 600 to 300 ° C in the direct quenching process is less than 1.0 ° C / s, the structure is martensite and bainite. Thus, the desired strength and low temperature toughness cannot be ensured. For this reason, the average cooling rate in the temperature range of 600-300 degreeC in a direct hardening process was limited to 1.0 degreeC / s or more. In addition, Preferably it is 3 degrees C / s or more. The upper limit of the average cooling rate is not particularly limited, but is preferably 25 ° C./s, which is a realizable cooling rate.
冷却停止温度：300℃以下
上記した冷却を300℃を超える温度で停止すると、十分なマルテンサイト量を形成できず、所望の強度を確保できなくなる。このため、直接焼入れ処理の冷却停止温度は300℃以下に限定した。なお、好ましくは200℃以下である。なお、冷却停止温度は、鋼材の板厚中心位置での温度とする。
Cooling stop temperature: 300 ° C. or less If the above-described cooling is stopped at a temperature exceeding 300 ° C., a sufficient amount of martensite cannot be formed, and a desired strength cannot be ensured. For this reason, the cooling stop temperature of the direct quenching process is limited to 300 ° C. or less. In addition, Preferably it is 200 degrees C or less. In addition, let cooling stop temperature be the temperature in the plate | board thickness center position of steel materials.
冷却処理（直接焼入れ処理）を施したのち、さらに熱処理を施す。熱処理は、二相温度域熱処理および焼戻処理とする。 After performing a cooling process (direct quenching process), a further heat treatment is performed. The heat treatment is a two-phase temperature region heat treatment and a tempering treatment.
二相温度域熱処理は、600〜750℃の範囲の温度に再加熱し600〜300℃の温度域での平均冷却速度で1℃/ｓ以上である冷却速度で、300℃以下の冷却停止温度域まで冷却する処理とする。 The two-phase temperature range heat treatment is reheated to a temperature in the range of 600 to 750 ° C, the cooling rate is 1 ° C / s or more at an average cooling rate in the temperature range of 600 to 300 ° C, and the cooling stop temperature is 300 ° C or less. It is set as the process which cools to an area.
再加熱温度：600〜750℃
再加熱温度は、二相温度域である600〜750℃の範囲の温度とする。なお、上記した温度は、鋼材の板厚中心位置での温度とする。
Reheating temperature: 600 ~ 750 ℃
The reheating temperature is a temperature in the range of 600 to 750 ° C. which is a two-phase temperature range. In addition, let the above-mentioned temperature be the temperature in the plate | board thickness center position of steel materials.
上記した冷却処理（直接焼入れ処理）を施したのち、（α＋γ）二相温度域である600〜750℃に再加熱したのち、冷却（焼入れ）する。再加熱温度が750℃を超える高温では、マルテンサイトやベイナイトが粗大化し、大傾角粒界で囲まれる領域の平均粒径が円相当径で5.0μmを超えるため、低温靭性が低下する。なお、再加熱温度は、好ましくは650〜750℃である。これにより、マルテンサイトやベイナイトが微細化されるとともに、焼き戻され、さらに合金元素の再分配が生じる。その結果、合金元素がマルテンサイト、ベイナイトに濃縮されるとともに、あらたに残留オーステナイト相も形成される。この残留オーステナイト相は、再加熱後に施される所定条件の冷却により、平均粒径が円相当径で1.0μm以下の、より安定性の高い残留オーステナイト相として微細に分散させることができる。 After performing the above-described cooling treatment (direct quenching treatment), it is reheated to 600 to 750 ° C., which is the (α + γ) two-phase temperature range, and then cooled (quenched). When the reheating temperature is higher than 750 ° C., martensite and bainite are coarsened, and the average particle size of the region surrounded by the large tilt grain boundary exceeds 5.0 μm in terms of the equivalent circle diameter, so that the low temperature toughness decreases. The reheating temperature is preferably 650 to 750 ° C. Thereby, martensite and bainite are refined and tempered, and redistribution of the alloy elements occurs. As a result, the alloy elements are concentrated in martensite and bainite, and a residual austenite phase is also formed. The retained austenite phase can be finely dispersed as a more stable retained austenite phase having an average particle diameter of 1.0 μm or less in terms of the equivalent circle diameter by cooling under predetermined conditions after reheating.
600〜300℃の温度域での平均冷却速度：1.0℃/ｓ以上
上記した二相温度域に再加熱されたのち、600〜300℃の温度域での平均冷却速度が1.0℃/ｓ以上の冷却速度で冷却される。600〜300℃の温度域での平均冷却速度が1.0℃/ｓ未満では、オーステナイトの一部がマルテンサイト変態、ベイナイト変態せず、強度の低下をもたらす。このため、二相温度域熱処理における600〜300℃の温度域での平均冷却速度は1.0℃/ｓ以上に限定した。なお、好ましくは3℃/ｓ以上である。平均冷却速度の上限はとくに限定する必要はないが、実現可能な冷却速度である25℃/ｓとすることが好ましい。なお、上記した温度は、鋼材の板厚中心位置での温度とする。
Average cooling rate in the temperature range of 600 to 300 ° C: 1.0 ° C / s or higher After reheating to the above two-phase temperature range, the average cooling rate in the temperature range of 600 to 300 ° C is 1.0 ° C / s or higher. It is cooled at the cooling rate. When the average cooling rate in the temperature range of 600 to 300 ° C. is less than 1.0 ° C./s, part of austenite does not undergo martensitic transformation and bainite transformation, resulting in a decrease in strength. For this reason, the average cooling rate in the temperature range of 600 to 300 ° C. in the two-phase temperature range heat treatment is limited to 1.0 ° C./s or more. In addition, Preferably it is 3 degrees C / s or more. The upper limit of the average cooling rate is not particularly limited, but is preferably 25 ° C./s, which is a realizable cooling rate. In addition, let the above-mentioned temperature be the temperature in the plate | board thickness center position of steel materials.
冷却停止温度：300℃以下
上記した冷却を300℃を超える温度で停止すると、残留するオーステナイトがマルテンサイトやベイナイトへ変態し、残留オーステナイト量が減少する。このため、二相温度域熱処理の冷却停止温度は300℃以下に限定した。なお、好ましくは200℃以下である。なお、上記した温度は、鋼材の板厚中心位置での温度とする。
二相温度域熱処理を施されたのち、さらに650〜500℃の温度で焼戻処理を施される。
Cooling stop temperature: 300 ° C. or less When the above cooling is stopped at a temperature exceeding 300 ° C., the remaining austenite is transformed into martensite and bainite, and the amount of retained austenite is reduced. For this reason, the cooling stop temperature of the two-phase temperature region heat treatment is limited to 300 ° C. or less. In addition, Preferably it is 200 degrees C or less. In addition, let the above-mentioned temperature be the temperature in the plate | board thickness center position of steel materials.
After the two-phase temperature range heat treatment, a tempering treatment is further performed at a temperature of 650 to 500 ° C.
焼戻温度：650〜500℃
焼戻処理により、マルテンサイト、ベイナイトを焼き戻し、焼戻マルテンサイト、焼戻ベイナイトとすることができる。これにより、低温靭性が向上する。焼戻温度が500℃未満では、焼戻効果が不十分であり、一方、650℃を超えると、焼戻が過度に進行し、鋼材強度の低下を招く恐れがある。このため、焼戻温度は650〜500℃の温度に限定した。なお、好ましくは600〜550℃である。また、焼戻後の冷却は、とくに限定する必要はない。
Tempering temperature: 650-500 ° C
By tempering, martensite and bainite can be tempered to obtain tempered martensite and tempered bainite. Thereby, low temperature toughness improves. If the tempering temperature is less than 500 ° C., the tempering effect is insufficient. On the other hand, if the tempering temperature exceeds 650 ° C., the tempering proceeds excessively and the steel material strength may be lowered. For this reason, the tempering temperature was limited to a temperature of 650 to 500 ° C. In addition, Preferably it is 600-550 degreeC. Further, the cooling after tempering is not particularly limited.
以下、実施例に基づき、さらに本発明について説明する。 Hereinafter, based on an Example, this invention is demonstrated further.
表１に示す組成の溶鋼を、真空溶解炉で溶製したのち、鋳型に鋳造し150キロ鋼塊とし、鋼素材とした。得られた鋼素材（鋼塊）を加熱炉に装入し、表２に示す条件で熱間圧延を施し、板厚25mmの厚鋼板とした。熱間圧延終了後、直ちに、表２に示す冷却開始温度から、表２に示す条件で冷却処理（直接焼入れ処理）を施した。 Molten steel having the composition shown in Table 1 was melted in a vacuum melting furnace, and then cast into a mold to form a 150 kg steel ingot, which was used as a steel material. The obtained steel material (steel ingot) was charged into a heating furnace and hot rolled under the conditions shown in Table 2 to obtain a thick steel plate having a thickness of 25 mm. Immediately after the hot rolling, cooling treatment (direct quenching treatment) was performed from the cooling start temperature shown in Table 2 under the conditions shown in Table 2.
冷却処理（直接焼入れ処理）を施された厚鋼板には、ついで、表２に示す条件で二相温度域熱処理および焼戻処理を施した。 Next, the steel plate subjected to the cooling treatment (direct quenching treatment) was subjected to a two-phase temperature range heat treatment and a tempering treatment under the conditions shown in Table 2.
得られた厚鋼板から、試験片を採取し、組織観察、引張試験、衝撃試験を実施した。試験方法はつぎの通りとした。
（１）組織観察
得られた厚鋼板から、組織観察用試験片を採取し、板厚1/4位置が観察位置となるように、圧延方向断面を研磨、腐食して、光学顕微鏡（倍率：400倍）を用いて観察し各５視野以上で撮像した。得られた組織写真について、画像解析を用いて、組織の同定および組織分率（面積率）を求めた。なお、面積率で、90％以上を占有する相を主相とした。なお、得られた面積率を体積率に換算した。
Test pieces were sampled from the obtained thick steel plates and subjected to structure observation, tensile test, and impact test. The test method was as follows.
(1) Microstructure observation From the obtained thick steel plate, a specimen for microstructural observation was collected, and the cross section in the rolling direction was polished and corroded so that the 1/4 thickness position became the observation position, and an optical microscope (magnification: (400 times) and images were taken with 5 or more fields of view. About the obtained structure | tissue photograph, the identification of the structure | tissue and the tissue fraction (area ratio) were calculated | required using image analysis. In addition, the phase which occupies 90% or more by area ratio was made into the main phase. In addition, the obtained area ratio was converted into the volume ratio.
得られた厚鋼板の板厚1/4位置からＸ線回折用試験片を採取し、研削および化学研磨して、研磨後の表面が板厚1/4位置となるように調整した。その後、Ｘ線回折法で、α−Feの(200)、（211）面、γ−Feの（200）、（220）、（311）面の回折強度を求め、周知の下記式を用いて残留オーステナイト量Ｖγ（体積分率）を求めた。
Ｖγ（％）＝100／（1+ＲγＩα／ＲαＩγ）
（ここで、Ｉα：α−Feの積分強度、Ｉγ：γ−Feの積分強度、Ｒα：α−Feの結晶学的理論計算値、Ｒγ：γ−Feの結晶学的理論計算値）
また、得られた厚鋼板の板厚1/4位置から薄膜用試料を採取し、機械研磨、電解研磨、化学研磨を行なって、透過型電子顕微鏡観察用薄膜とし、透過型電子顕微鏡（倍率：10000倍）を用いて、組織を観察し、電子線回折で残留オーステナイトと確認しながら、各５視野で撮像し、画像解析装置により100個以上の残留オーステナイトについてその面積を求め、該面積から円相当径を算出し、それらを算術平均して、当該鋼材の残留オーステナイトの平均円相当粒径とした。
A test piece for X-ray diffraction was collected from the 1/4 position of the obtained thick steel plate, ground and chemically polished, and adjusted so that the polished surface was at the 1/4 thickness position. Then, the diffraction intensity of (200), (211) plane of α-Fe and (200), (220), (311) plane of γ-Fe is obtained by X-ray diffraction method, and the following well-known formula is used. The amount of retained austenite Vγ (volume fraction) was determined.
Vγ (%) = 100 / (1 + RγIα / RαIγ)
(Here, Iα: α-Fe integral strength, Iγ: γ-Fe integral strength, Rα: α-Fe crystallographic theoretical calculation value, Rγ: γ-Fe crystallographic theoretical calculation value)
In addition, a thin film sample was taken from the position of 1/4 of the thickness of the obtained thick steel plate, and mechanical polishing, electrolytic polishing, and chemical polishing were performed to obtain a thin film for observation with a transmission electron microscope, and a transmission electron microscope (magnification: 10000 times), while observing the structure, confirming the residual austenite by electron diffraction, taking images in each of the five fields of view, obtaining the area of 100 or more residual austenite with an image analyzer, circle from the area The equivalent diameter was calculated, and the arithmetic average of them was used as the average equivalent circle diameter of the retained austenite of the steel material.
また、得られた厚鋼板の板厚1/4位置からＥＢＳＤ解析用試験片を採取し、ＥＢＳＤ解析を実施し、フェライト方位マップ図を求めた。得られたデータから、粒界を挟む２つの結晶粒の方位差が15°以上の大傾角粒界を抽出し、それらの大傾角粒界で囲まれる領域の面積をもとめ、該面積から円相当径を求め、算術平均し、当該鋼材の隣接する結晶粒の方位差が15°以上の大傾角粒界で囲まれる領域の平均円相当径とした。
また、得られた厚鋼板の板厚1/4位置、および板厚中心位置から板面に平行に、集合組織測定用試験材を採取し、研削、機械研磨し、腐食して表面の加工組織を除去し、集合組織測定用試験片とした。得られた試験片を用い、インバース法により板面に平行なα−Feの｛211｝面からの回折強度を求め、ランダム組織標準試験片を基準として、｛211｝面集積度を求めた。
Moreover, the test piece for EBSD analysis was extract | collected from the plate | board thickness 1/4 position of the obtained thick steel plate, the EBSD analysis was implemented, and the ferrite orientation map figure was calculated | required. From the obtained data, we extracted a large-angle grain boundary whose orientation difference between the two crystal grains sandwiching the grain boundary is 15 ° or more, and determined the area of the area surrounded by these large-angle grain boundaries. The diameter was obtained, arithmetically averaged, and the average equivalent circle diameter of a region surrounded by a large tilt grain boundary in which the orientation difference between adjacent crystal grains of the steel material was 15 ° or more was obtained.
In addition, the specimens for texture measurement were collected from the position of 1/4 thickness of the obtained steel plate and from the center of the plate thickness parallel to the plate surface, ground, machine polished, corroded and surface processed texture Was removed to obtain a test piece for texture measurement. Using the obtained test piece, the diffraction intensity from the {211} plane of α-Fe parallel to the plate surface was obtained by the inverse method, and the {211} plane integration degree was obtained on the basis of the random texture standard test piece.
（２）引張試験
得られた鋼板の板厚1/4位置から、引張方向が圧延方向と垂直な方向となるように、JIS Z 2241（2011）の規定に準拠して、JIS 5号試験片を採取し、引張試験を実施して、引張特性（引張強さTS、降伏強さYS）を求めた。
（３）衝撃試験
得られた鋼板の板厚1/4位置から、試験片長手方向が圧延方向と垂直な方向となるように、JIS Z 2242（2005）の規定に準拠してＶノッチ試験片を採取し、試験温度：−196℃でシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギーvE−196（Ｊ）を求めた。なお、試験片本数は３本とし、得られた吸収エネルギー値の算術平均を、当該鋼材の−196℃における吸収エネルギー値とし、母材靱性を評価した。
(2) Tensile test JIS No. 5 test piece in accordance with the provisions of JIS Z 2241 (2011) so that the tensile direction is perpendicular to the rolling direction from the 1/4 thickness position of the obtained steel sheet. The samples were sampled and subjected to a tensile test to determine tensile properties (tensile strength TS, yield strength YS).
(3) Impact test V-notch test piece in accordance with the provisions of JIS Z 2242 (2005) so that the longitudinal direction of the test piece is perpendicular to the rolling direction from the 1/4 thickness position of the obtained steel plate. The Charpy impact test was conducted at a test temperature of −196 ° C., and the absorbed energy vE −196 (J) was determined. Note that the number of test pieces was three, and the arithmetic average of the obtained absorbed energy values was taken as the absorbed energy value at −196 ° C. of the steel material, and the base material toughness was evaluated.
得られた結果を表３に示す。 The obtained results are shown in Table 3.
本発明例はいずれも、所望の強度と、試験温度：−196℃での吸収エネルギーvE−196が200Ｊ以上と、9％Ni鋼と同等の低温靭性を有する鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、低温靭性が低下している。 Both Examples present invention, the desired strength and test temperature: -196 absorption energy vE -196 at ℃ and above 200 J, and has a steel plate having the same low-temperature toughness and 9% Ni steel. On the other hand, the low temperature toughness is reduced in the comparative example that is outside the scope of the present invention.
Claims (10)
C ：0.02〜0.10％、 Si：0.10〜0.50％、
Mn：3.0〜5.0％、 P ：0.010％以下、
S ：0.003％以下、 Ni：4.5〜7.0％、
Al：0.005〜0.10％、 N ：0.0015〜0.0040％
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、
焼戻マルテンサイト相および焼戻ベイナイト相を主相とし、平均円相当径：1.0μm以下の残留オーステナイトを体積率で3.0％以上含み、板厚中心位置を中心に板厚方向で50％以上の領域で板面に平行な｛211｝面の集積度が1.2以上である集合組織を有し、かつ隣接する結晶粒の方位差が15°以上の大角粒界で囲まれる領域の平均粒径が、円相当径で5.0μm以下である組織と、を有することを特徴とする低温用鋼材。 % By mass
C: 0.02 to 0.10%, Si: 0.10 to 0.50%,
Mn: 3.0 to 5.0%, P: 0.010% or less,
S: 0.003% or less, Ni: 4.5-7.0%,
Al: 0.005-0.10%, N: 0.0015-0.0040%
A composition comprising the balance Fe and inevitable impurities,
The main phase is tempered martensite phase and tempered bainite phase. The average equivalent circle diameter is 3.0% or more of retained austenite with a volume ratio of 1.0μm or less, and 50% or more in the plate thickness direction centering on the plate thickness center position. In the region, the average grain size of the region surrounded by a large-angle grain boundary having a texture where the degree of accumulation of {211} planes parallel to the plate surface is 1.2 or more and the orientation difference between adjacent crystal grains is 15 ° or more And a structure having a circle equivalent diameter of 5.0 μm or less.
前記鋼素材が、
質量％で、
C ：0.02〜0.10％、 Si：0.10〜0.50％、
Mn：3.0〜5.0％、 P ：0.010％以下、
S ：0.003％以下、 Ni：4.5〜7.0％、
Al：0.005〜0.10％、 N ：0.0015〜0.0040％
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、
前記熱間圧延が、前記鋼素材を1000〜1200℃に加熱し、850〜950℃の温度域での累積圧下率を30％以上とし、圧延終了温度を750℃以上とする圧延であり、
前記直接焼入れ処理が、冷却開始温度を750℃以上とし、600〜300℃の温度域での平均冷却速度が1.0℃/ｓ以上である冷却速度で、300℃以下の冷却停止温度域まで冷却する処理とし、
該直接焼入れ処理に引続き前記熱処理として、600〜750℃の範囲の温度に再加熱し600〜300℃の温度域での平均冷却速度が1.0℃/ｓ以上である冷却速度で、300℃以下の冷却停止温度域まで冷却する二相温度域熱処理と、
500〜650℃の範囲の温度に加熱し空冷する焼戻処理とを施し、
前記組成と、焼戻マルテンサイト相および焼戻ベイナイト相を主相とし、平均円相当径：1.0μm以下の残留オーステナイトを体積率で3.0％以上含み、板厚中心位置を中心に板厚方向で50％以上の領域で板面に平行な｛211｝面の集積度が1.2以上である集合組織を有し、かつ隣接する結晶粒の方位差が15°以上の大角粒界で囲まれる領域の平均粒径が、円相当径で5.0μm以下である組織と、を有する低温用鋼材とする
ことを特徴とする低温用鋼材の製造方法。 A method for producing a steel material for low temperature in which a steel material is subjected to hot rolling, followed by direct quenching treatment and heat treatment,
The steel material is
% By mass
C: 0.02 to 0.10%, Si: 0.10 to 0.50%,
Mn: 3.0 to 5.0%, P: 0.010% or less,
S: 0.003% or less, Ni: 4.5-7.0%,
Al: 0.005-0.10%, N: 0.0015-0.0040%
And a steel material having a composition consisting of the balance Fe and inevitable impurities,
The hot rolling is a rolling in which the steel material is heated to 1000 to 1200 ° C, the cumulative rolling reduction in the temperature range of 850 to 950 ° C is 30% or more, and the rolling end temperature is 750 ° C or more.
In the direct quenching process, the cooling start temperature is set to 750 ° C. or higher, and the average cooling rate in the temperature range of 600 to 300 ° C. is 1.0 ° C./s or higher to cool to the cooling stop temperature range of 300 ° C. or lower. Processing and
Subsequent to the direct quenching treatment, the heat treatment is reheated to a temperature in the range of 600 to 750 ° C., and the average cooling rate in the temperature range of 600 to 300 ° C. is 1.0 ° C./s or more. Two-phase temperature range heat treatment to cool to the cooling stop temperature range,
Heated to a temperature in the range of 500 to 650 ° C. and facilities and tempering process of air cooling,
The composition, the main phase is a tempered martensite phase and a tempered bainite phase, and includes a retained austenite with an average equivalent circle diameter of 1.0 μm or less in a volume ratio of 3.0% or more, with the plate thickness direction centered on the plate thickness center position A region having a texture where the degree of accumulation of {211} planes parallel to the plate surface is 1.2 or more in a region of 50% or more, and a region surrounded by a large-angle grain boundary where the orientation difference between adjacent crystal grains is 15 ° or more A method for producing a low-temperature steel material, characterized in that the low-temperature steel material has an average particle diameter of a structure having an equivalent circle diameter of 5.0 µm or less .
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