JP7306624B2 - steel plate - Google Patents
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Description
本発明は、鋼板に関するものである。 The present invention relates to steel sheets.
鋼に含まれるＭｎは、オーステナイトを安定化させ、焼入れ性を高める効果を発現する。また、Ｍｎは、比較的、安価な元素であり、従来から、同様の効果を発現する比較的高価なＮｉの代替としてＭｎを含有させた鋼が提案されている（例えば、特許文献１～３、参照）。特許文献１～３には、室温における強度及び低温における靭性に優れた鋼板が開示されている。 Mn contained in steel exhibits the effect of stabilizing austenite and enhancing hardenability. In addition, Mn is a relatively inexpensive element, and conventionally, steels containing Mn have been proposed as a substitute for relatively expensive Ni that exhibits similar effects (for example, Patent Documents 1 to 3 ,reference). Patent Documents 1 to 3 disclose steel sheets having excellent strength at room temperature and toughness at low temperatures.
特許文献１には、低温靭性に優れた鋼板が開示されているが、鋼板の薄手化等の観点から、さらに引張強度を高めることが望ましい。一方、特許文献２及び３には、引張強度に優れた鋼板が開示されているが、用途の拡大等の観点から、低温における靭性をさらに向上させることが望ましい。本発明は、このような実情に鑑み、強度及び低温靭性に優れた鋼板の提供を課題とするものである。 Although Patent Document 1 discloses a steel sheet having excellent low-temperature toughness, it is desirable to further increase the tensile strength from the viewpoint of thinning the steel sheet. On the other hand, Patent Literatures 2 and 3 disclose steel sheets with excellent tensile strength, but from the viewpoint of expanding applications, it is desirable to further improve toughness at low temperatures. In view of such circumstances, an object of the present invention is to provide a steel sheet excellent in strength and low temperature toughness.
本発明者らの検討の結果、６．０％以上のＭｎを含有する鋼板の製造工程において、熱間圧延後にそのまま加速冷却を施す加工熱処理（以下、直接焼入れということがある。）を採用すると、鋼板の低温靭性が向上するという知見が得られた。一方、熱間圧延後に空冷して再加熱及び焼入れを施す再加熱焼入れの場合、再加熱焼入れの際の加熱時に結晶粒が成長し、結果として結晶粒界が脆化することがわかった。次に、熱間圧延では、オーステナイトの再結晶が抑制される温度域、いわゆる未再結晶温度域における圧延（以下、制御圧延ということがある。）によって低温靭性がさらに改善されることがわかった。これは、主に、制御圧延によって負荷された応力又は導入された歪みが、εマルテンサイトからα’マルテンサイトへの変態進行を促進する効果によるものと推定される。さらに、熱間圧延では、仕上圧延前の粗圧延の圧下率を確保することによって金属組織が微細化され、強度及び低温靭性に優れた鋼板が得られることがわかった。 As a result of studies by the present inventors, in the manufacturing process of steel sheets containing 6.0% or more of Mn, thermomechanical treatment (hereinafter sometimes referred to as direct quenching) in which accelerated cooling is performed directly after hot rolling is adopted. , the knowledge that the low-temperature toughness of the steel plate is improved was obtained. On the other hand, it was found that in the case of reheating and quenching, in which hot rolling is followed by air cooling, reheating and quenching, grains grow during heating during reheating and quenching, resulting in embrittlement of grain boundaries. Next, in hot rolling, it was found that low-temperature toughness is further improved by rolling in a temperature range in which recrystallization of austenite is suppressed, a so-called non-recrystallization temperature range (hereinafter sometimes referred to as controlled rolling). . This is presumed to be mainly due to the effect of stress applied or strain introduced by controlled rolling promoting the progress of transformation from ε-martensite to α'-martensite. Furthermore, it has been found that in hot rolling, a steel sheet having excellent strength and low-temperature toughness can be obtained by refining the metal structure by ensuring the reduction ratio of rough rolling before finish rolling.
本発明は、このような知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は以下のとおりである。
［１］ 質量％で、
Ｃ：０．０３％以上、０．１２％以下、
Ｍｎ：６．０％以上、１３．０％以下、
Ｓｉ：０％以上、１．５０％以下、
Ａｌ：０％以上、０．３０％以下、
Ｃｕ：０％以上、１．００％以下、
Ｎｉ：０％以上、１．００％以下、
Ｃｏ：０％以上、１．００％以下、
Ｃｒ：０％以上、１．００％以下、
Ｍｏ：０％以上、１．００％以下、
Ｗ：０％以上、１．００％以下、
Ｂ：０％以上、０．０１００％以下、
Ｎｂ：０％以上、０．１００％以下、
Ｖ：０％以上、０．１００％以下、
Ｔｉ：０％以上、０．１００％以下、
Ｚｒ：０％以上、０．１００％以下、
Ｈｆ：０％以上、０．１００％以下、
Ｔａ：０％以上、０．１００％以下、
Ｍｇ：０％以上、０．０１００％以下、
Ｃａ：０％以上、０．０１００％以下、及び
ＲＥＭ：０％以上、０．０１００％以下
を含有し、
Ｐ：０．０１０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、及び
Ｏ：０．００５０％以下
であり、残部がＦｅ及び不純物からなり、
金属組織が、体積％で、８０％以上のα’マルテンサイト、７％以上、１５％以下の残留オーステナイトを含み、残部組織が、存在する場合は、体積％で、５％以下のベイナイト、５％以下のフェライト、１０％以下のεマルテンサイトからなり、
前記α’マルテンサイトの円相当直径は０．１μｍ以上、５．０μｍ以下であり、
前記残留オーステナイトの円相当直径は０．０１μｍ以上、２．５０μｍ以下であり、
旧オーステナイトの円相当直径は２００μｍ以下であり、かつ、旧オーステナイトのアスペクト比は１以上、５０以下であり、
前記残留オーステナイトによる前記旧オーステナイトの粒界占積率は４０％以上、１００％以下である、鋼板。
［２］ 前記旧オーステナイトのアスペクト比が４以上、５０以下である、上記［１］に記載の鋼板。
［３］ 質量％で、
Ｃｕ：０．１０％以上、１．００％以下、
Ｎｉ：０．１０％以上、１．００％以下、
Ｃｏ：０．１０％以上、１．００％以下、
Ｃｒ：０．１０％以上、１．００％以下、
Ｍｏ：０．１０％以上、１．００％以下、
Ｗ：０．１０％以上、１．００％以下、
Ｂ：０．０００２％以上、０．０１００％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上、０．１００％以下、
Ｖ：０．００５％以上、０．１００％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上、０．１００％以下、
Ｚｒ：０．００５％以上、０．１００％以下、
Ｈｆ：０．００５％以上、０．１００％以下、及び
Ｔａ：０．００５％以上、０．１００％以下
のうち１種又は２種以上を含有する、上記［１］又は［２］に記載の鋼板。
［４］ 質量％で、
Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、
Ｃａ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、及び
ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．０１００％以下
のうち１種又は２種以上を含有する、上記［１］～［３］のいずれかに記載の鋼板。
The present invention was completed based on such findings, and the gist thereof is as follows.
[1] in % by mass,
C: 0.03% or more and 0.12% or less,
Mn: 6.0% or more and 13.0% or less,
Si: 0% or more and 1.50% or less,
Al: 0% or more and 0.30% or less,
Cu: 0% or more and 1.00% or less,
Ni: 0% or more and 1.00% or less,
Co: 0% or more and 1.00% or less,
Cr: 0% or more and 1.00% or less,
Mo: 0% or more and 1.00% or less,
W: 0% or more and 1.00% or less,
B: 0% or more and 0.0100% or less,
Nb: 0% or more and 0.100% or less,
V: 0% or more and 0.100% or less,
Ti: 0% or more and 0.100% or less,
Zr: 0% or more and 0.100% or less,
Hf: 0% or more and 0.100% or less,
Ta: 0% or more and 0.100% or less,
Mg: 0% or more and 0.0100% or less,
Ca: 0% or more and 0.0100% or less, and REM: 0% or more and 0.0100% or less,
P: 0.010% or less,
S: 0.0050% or less,
N: 0.0100% or less, O: 0.0050% or less, the balance being Fe and impurities,
The metallographic structure contains, by volume %, not less than 80% α' martensite, not less than 7% and not more than 15% retained austenite, and the balance structure, if present, not more than 5% bainite, by volume %. % or less ferrite and 10% or less ε-martensite,
The circle equivalent diameter of the α' martensite is 0.1 μm or more and 5.0 μm or less,
The equivalent circle diameter of the retained austenite is 0.01 μm or more and 2.50 μm or less,
The equivalent circle diameter of the prior austenite is 200 μm or less, and the aspect ratio of the prior austenite is 1 or more and 50 or less,
The steel sheet, wherein the grain boundary space factor of the prior austenite due to the retained austenite is 40% or more and 100% or less.
[2] The steel sheet according to [1] above, wherein the prior austenite has an aspect ratio of 4 or more and 50 or less.
[3] in % by mass,
Cu: 0.10% or more and 1.00% or less,
Ni: 0.10% or more and 1.00% or less,
Co: 0.10% or more and 1.00% or less,
Cr: 0.10% or more and 1.00% or less,
Mo: 0.10% or more and 1.00% or less,
W: 0.10% or more and 1.00% or less,
B: 0.0002% or more and 0.0100% or less,
Nb: 0.005% or more and 0.100% or less,
V: 0.005% or more and 0.100% or less,
Ti: 0.005% or more and 0.100% or less,
Zr: 0.005% or more and 0.100% or less,
Hf: 0.005% or more and 0.100% or less, and Ta: 0.005% or more and 0.100% or less, containing one or more of the above [1] or [2] steel plate.
[4] in % by mass,
Mg: 0.0001% or more and 0.0100% or less,
Any of the above [1] to [3] containing one or more of Ca: 0.0001% or more and 0.0100% or less, and REM: 0.0001% or more and 0.0100% or less The steel sheet according to
本発明によれば、強度及び低温靭性に優れた鋼板を提供することができる。 ADVANTAGE OF THE INVENTION According to this invention, the steel plate excellent in strength and low temperature toughness can be provided.
一般に、鋼は、高温に加熱されると、結晶粒界が移動し、結晶粒径が大きくなる。高温で結晶粒界が移動する現象は粒界移動と称され、結晶粒径が大きくなる現象は粒成長と称される。本発明者らの検討の結果、６．０％以上のＭｎを含有する鋼（以下、中Ｍｎ鋼ということがある。）は、高温に加熱されると、結晶粒界が移動する際に結晶粒界へのＭｎの濃化が促進されるという知見が得られた。さらに、結晶粒径が大きくなると、結晶粒界におけるＭｎの濃度が平均的な含有量よりも高くなり、粒界破壊が発生して低温靭性を低下させることがわかった。したがって、中Ｍｎ鋼の低温靭性の低下の抑制という観点から、製造工程として、熱間圧延後、高温に再加熱される再加熱焼入れよりも、再加熱を行わず熱間圧延後に焼入れを行う直接焼入れを採用することが望ましいと考えられる。 In general, when steel is heated to a high temperature, the grain boundaries move and the grain size increases. A phenomenon in which grain boundaries move at high temperatures is called grain boundary migration, and a phenomenon in which the grain size increases is called grain growth. As a result of studies by the present inventors, it has been found that steel containing 6.0% or more of Mn (hereinafter sometimes referred to as medium-Mn steel), when heated to a high temperature, crystal grain boundaries move. It was found that the concentration of Mn in grain boundaries was promoted. Furthermore, it has been found that when the grain size increases, the concentration of Mn at the grain boundary becomes higher than the average content, intergranular fracture occurs, and the low temperature toughness is lowered. Therefore, from the viewpoint of suppressing the deterioration of low-temperature toughness of medium Mn steel, as a manufacturing process, quenching is performed directly after hot rolling without reheating, rather than reheating and quenching, which is reheated to a high temperature after hot rolling. It is considered desirable to employ quenching.
さらに、熱間圧延において、粒界移動の抑制という観点から、仕上圧延では、未再結晶温度域での圧延（制御圧延）を採用することが好ましい。また、本発明者らは、制御圧延によって、εマルテンサイトの生成が顕著に抑制されることを見出した。εマルテンサイトは、六方最密充填構造（ｈｃｐ構造）を有しており、延性が低く、鋼の靭性に悪影響を及ぼす。そのため、鋼板の低温靭性は、εマルテンサイトの生成の抑制によって顕著に改善される。このような制御圧延の効果は、圧延によって負荷された応力又は導入された歪が、中Ｍｎ鋼の変態挙動に影響を及ぼした結果であると考えられる。詳細は不明であるが、制御圧延によって、εマルテンサイトからα’マルテンサイトへの変態が促進される可能性がある。ここで、α’マルテンサイトは体心正方構造（ｂｃｔ構造）を有するマルテンサイトである。 Furthermore, in hot rolling, from the viewpoint of suppressing grain boundary migration, it is preferable to employ rolling in a non-recrystallization temperature range (controlled rolling) in finish rolling. In addition, the inventors have found that controlled rolling significantly suppresses the formation of ε-martensite. ε-martensite has a hexagonal close-packed structure (hcp structure), which has low ductility and adversely affects the toughness of steel. Therefore, the low-temperature toughness of the steel sheet is remarkably improved by suppressing the formation of ε-martensite. Such effects of controlled rolling are considered to be the result of the stress applied or the strain induced by rolling affecting the transformation behavior of medium Mn steels. Although details are unknown, controlled rolling may promote the transformation from ε-martensite to α'-martensite. Here, α' martensite is martensite having a body-centered tetragonal structure (bct structure).
また、制御圧延によって、残留オーステナイトが増加していることを知見した。残留オーステナイトは、熱間圧延後の加速冷却によって他の相に変態せず、室温まで冷却された後に鋼中に残存しているオーステナイトであり、以下では残留γと称する場合がある。残留オーステナイトも、鋼板の低温靭性を改善させると考えられる。一般に、残留オーステナイトの生成は、オーステナイトを安定化させる元素の濃化に起因している。上述のように、中Ｍｎ鋼のオーステナイトの結晶粒界のＭｎ濃度は高くなり、炭素原子もオーステナイトの結晶粒界に濃化しやすくなると考えられる。そして、熱間圧延を低温で行うと、オーステナイトの結晶粒界のＭｎ及び炭素の濃度が高くなり、オーステナイトが安定化した状態で冷却され、その結果、残留オーステナイトの生成が促進されると考えられる。 It was also found that controlled rolling increases retained austenite. Retained austenite is austenite that does not transform into other phases due to accelerated cooling after hot rolling and remains in the steel after cooling to room temperature, and is hereinafter sometimes referred to as retained γ. Retained austenite is also believed to improve the low temperature toughness of the steel sheet. In general, the formation of retained austenite is due to the enrichment of elements that stabilize austenite. As described above, the Mn concentration at the austenite grain boundaries of the medium Mn steel increases, and it is thought that carbon atoms tend to concentrate at the austenite grain boundaries. It is believed that when hot rolling is performed at a low temperature, the concentrations of Mn and carbon at the grain boundaries of austenite increase, and the austenite is cooled in a stabilized state, thereby promoting the formation of retained austenite. .
さらに、金属組織の微細化は、鋼板の強度及び靭性を高めるために、極めて有効であり、旧オーステナイトの微細化が望ましい。この理由は以下の知見に基づいている。旧オーステナイトは、熱間圧延後の加速冷却によって他の相に変態する前のオーステナイトであり、以下では旧γと称する場合がある。中Ｍｎ鋼では、オーステナイトからεマルテンサイト、εマルテンサイトからα’マルテンサイトへと変態が進行する。このとき、Ｍｎの含有量を一定の範囲に制御することで、α’マルテンサイトのブロックが顕著に微細化することがわかった。また、α’マルテンサイトのブロックの微細化には、変態前のオーステナイト、いわゆる旧オーステナイトの細粒化が有効である。したがって、旧オーステナイトの微細化により、α’マルテンサイトのブロックが微細になり、低温靭性が向上する。粗圧延の圧延条件の制御により、制御圧延前のオーステナイトの再結晶が促進されて、旧オーステナイトの結晶粒径が微細になる。 Furthermore, refining the metal structure is extremely effective in increasing the strength and toughness of the steel sheet, and refining the prior austenite is desirable. The reason for this is based on the following findings. Old austenite is austenite before being transformed into other phases by accelerated cooling after hot rolling, and is hereinafter sometimes referred to as old γ. In medium Mn steel, the transformation progresses from austenite to ε-martensite and from ε-martensite to α'-martensite. At this time, it was found that the α'-martensite blocks were remarkably refined by controlling the Mn content within a certain range. In addition, grain refinement of austenite before transformation, so-called prior austenite, is effective for refining blocks of α' martensite. Therefore, the refinement of the prior austenite makes the blocks of α' martensite finer, and the low temperature toughness is improved. Controlling the rolling conditions for rough rolling promotes recrystallization of austenite before controlled rolling, and refines the grain size of prior austenite.
＜化学成分＞
以下、本実施形態に係る鋼板について詳細に説明する。なお、本実施形態において「鋼板」とは、板厚が３ｍｍ以上、例えば、５ｍｍ以上、１０ｍｍ以上、１５ｍｍ以上、１８ｍｍ以上、２０ｍｍ以上、２５ｍｍ以上、３０ｍｍ以上、又は５０ｍｍ以上であって、熱間圧延によって製造された圧延鋼板である。まず、本実施形態に係る鋼板に含まれる化学成分について説明する。なお、元素の含有量に関する「％」は、特に断りがない限り、「質量％」を意味する。
<Chemical composition>
The steel plate according to this embodiment will be described in detail below. In the present embodiment, the “steel plate” has a thickness of 3 mm or more, for example, 5 mm or more, 10 mm or more, 15 mm or more, 18 mm or more, 20 mm or more, 25 mm or more, 30 mm or more, or 50 mm or more, It is a rolled steel plate manufactured by rolling. First, the chemical components contained in the steel sheet according to this embodiment will be described. In addition, "%" regarding the content of an element means "mass %" unless otherwise specified.
［Ｃ：０．０３％以上、０．１２％以下］
Ｃは、鋼の強度を高める元素であり、一方で、過剰に含有させると低温靭性が悪化する。本実施形態において、強度を確保するために、Ｃの含有量は０．０３％以上である。Ｃの含有量は、好ましくは０．０４％以上であり、より好ましくは０．０５％以上である。一方、低温靭性を確保するために、本実施形態において、Ｃの含有量は０．１２％以下である。Ｃの含有量は、好ましくは０．１０％以下であり、より好ましくは０．０８％以下である。
[C: 0.03% or more and 0.12% or less]
C is an element that increases the strength of steel. In this embodiment, the C content is 0.03% or more to ensure strength. The content of C is preferably 0.04% or more, more preferably 0.05% or more. On the other hand, in order to ensure low-temperature toughness, the C content is 0.12% or less in this embodiment. The C content is preferably 0.10% or less, more preferably 0.08% or less.
［Ｍｎ：６．０％以上、１３．０％以下］
Ｍｎは、オーステナイトを安定化させ、鋼の焼入れ性を高める元素である。本実施形態に係る中Ｍｎ鋼においては、Ｍｎはα’マルテンサイトのブロックのサイズや粒界脆化に影響を及ぼす極めて重要な元素である。本実施形態では、α’マルテンサイトの体積率を高めて強度を向上させるとともに、α’マルテンサイトのブロックを微細化して低温靭性を確保するためにＭｎを含有させる。このような効果を得るために必要とされるＭｎの含有量は、本実施形態では、６．０％以上である。Ｍｎの含有量は、好ましくは７．０％以上、より好ましくは８．０％以上である。一方、Ｍｎによる粒界脆化を抑制し、マルテンサイトのブロックを微細化して低温靭性を確保するために、本実施形態では、Ｍｎの含有量は１３．０％以下である。Ｍｎの含有量は、好ましくは１２．０％以下であり、より好ましくは１１．０％以下である。
[Mn: 6.0% or more and 13.0% or less]
Mn is an element that stabilizes austenite and enhances the hardenability of steel. In the medium Mn steel according to this embodiment, Mn is an extremely important element that affects the block size of α'-martensite and intergranular embrittlement. In this embodiment, the volume fraction of α'-martensite is increased to improve the strength, and Mn is added in order to refine the blocks of α'-martensite and ensure low-temperature toughness. The content of Mn required to obtain such effects is 6.0% or more in the present embodiment. The Mn content is preferably 7.0% or more, more preferably 8.0% or more. On the other hand, in this embodiment, the Mn content is 13.0% or less in order to suppress intergranular embrittlement due to Mn and refine the martensite blocks to ensure low temperature toughness. The Mn content is preferably 12.0% or less, more preferably 11.0% or less.
［Ｓｉ：０％以上、１．５０％以下］
Ｓｉは脱酸元素である。ただし、Ａｌ、Ｔｉなどの脱酸元素を含有させてもよく、本実施形態では、Ｓｉの含有量は０％以上であってよい。固溶強化や炭化物の生成の抑制や、残留γの増加という観点から、Ｓｉの含有量は、好ましくは０．０１％以上である。Ｓｉの含有量は、より好ましくは０．１０％以上である。一方、粗大な介在物の生成の抑制や、低温靭性の確保という観点から、本実施形態では、Ｓｉの含有量は１．５０％以下である。Ｓｉの含有量は、好ましくは１．２０％以下、より好ましくは０．５０％以下である。
[Si: 0% or more, 1.50% or less]
Si is a deoxidizing element. However, deoxidizing elements such as Al and Ti may be contained, and in the present embodiment, the content of Si may be 0% or more. The Si content is preferably 0.01% or more from the viewpoint of solid-solution strengthening, suppression of carbide formation, and increase in residual γ. The Si content is more preferably 0.10% or more. On the other hand, from the viewpoint of suppressing the formation of coarse inclusions and ensuring low-temperature toughness, the Si content is 1.50% or less in the present embodiment. The Si content is preferably 1.20% or less, more preferably 0.50% or less.
［Ａｌ：０％以上、０．３０％以下］
Ａｌは脱酸元素である。ただし、Ｓｉ、Ｔｉなどの脱酸元素を含有させてもよく、本実施形態では、Ａｌの含有量は０％以上であってよい。脱酸を確実に行うために、Ａｌの含有量は、好ましくは０．０１％以上である。また、炭化物の生成の抑制や、残留γを増加させるという観点から、Ａｌの含有量は、より好ましくは０．０３％以上である。一方、粗大な介在物の生成の抑制や、低温靭性の確保という観点から、本実施形態では、Ａｌの含有量は０．３０％以下である。Ａｌの含有量は、好ましくは０．１０％以下であり、より好ましくは０．０５％以下である。
[Al: 0% or more and 0.30% or less]
Al is a deoxidizing element. However, deoxidizing elements such as Si and Ti may be contained, and in the present embodiment, the content of Al may be 0% or more. In order to ensure deoxidation, the Al content is preferably 0.01% or more. Moreover, from the viewpoint of suppressing the formation of carbides and increasing the residual γ, the Al content is more preferably 0.03% or more. On the other hand, from the viewpoint of suppressing the formation of coarse inclusions and ensuring low-temperature toughness, the Al content is 0.30% or less in the present embodiment. The Al content is preferably 0.10% or less, more preferably 0.05% or less.
［Ｐ：０．０１０％以下］
Ｐは、不純物であり、粒界に偏析して靭性を低下させる。低温靭性を確保するために、本実施形態では、Ｐの含有量は０．０１０％以下である。Ｐの含有量は、好ましくは０．００８％以下であり、より好ましくは０．００６％以下である。Ｐの含有量は少ないほど好ましいが、製造コストの観点から、０．００１％以上であってもよい。
[P: 0.010% or less]
P is an impurity that segregates at grain boundaries to reduce toughness. In order to ensure low temperature toughness, the P content is 0.010% or less in this embodiment. The P content is preferably 0.008% or less, more preferably 0.006% or less. Although the P content is preferably as small as possible, it may be 0.001% or more from the viewpoint of production cost.
［Ｓ：０．００５０％以下］
Ｓは、不純物であり、ＭｎＳを生成して、延性や靭性を低下させる。低温靭性を確保するために、本実施形態では、Ｓの含有量は、０．００５０％以下である。Ｓの含有量は、好ましくは０．００３０％以下であり、より好ましくは０．００１０％以下である。Ｓの含有量は少ないほど好ましいが、製造コストの観点から、０．０００１％以上であってもよい。
[S: 0.0050% or less]
S is an impurity and forms MnS to reduce ductility and toughness. In order to ensure low-temperature toughness, the S content is 0.0050% or less in this embodiment. The S content is preferably 0.0030% or less, more preferably 0.0010% or less. The S content is preferably as small as possible, but may be 0.0001% or more from the viewpoint of production cost.
［Ｎ：０．０１００％以下］
Ｎは、一般に不純物として含有されるが、本実施形態に係る中Ｍｎ鋼においては、オーステナイトを安定化させ、強度を向上させる元素であるので、積極的に含有させてもよい。ただし、Ｎの効果はＣと同等であり、必ずしも含有させる必要はないため、Ｎの含有量の下限は限定されない。製造コストの観点から、Ｎの含有量は０．００１０％以上であってもよい。また、Ｎは、窒化物を形成する元素であり、鋼中に分散した微細な窒化物は、組織の粗大化の抑制に有効である。本実施形態においては、残留オーステナイトの確保や旧オースナイトの微細化、さらに強度の向上という観点から、Ｎの含有量は、好ましくは０．００２０％以上、より好ましくは０．００３０％以上である。一方、鋼中に固溶したＮ原子が転位と結合し、時効硬化を発現すると、靭性が低下する場合がある。したがって、本実施形態では、低温靭性の確保という観点から、Ｎの含有量は０．０１００％以下である。Ｎの含有量は、好ましくは０．００８０％以下であり、より好ましくは０．００６０％以下である。
[N: 0.0100% or less]
N is generally contained as an impurity, but in the medium Mn steel according to the present embodiment, it is an element that stabilizes austenite and improves strength, so it may be positively contained. However, the effect of N is the same as that of C, and it is not always necessary to contain it, so the lower limit of the content of N is not limited. From the viewpoint of production cost, the N content may be 0.0010% or more. Also, N is an element that forms nitrides, and the fine nitrides dispersed in the steel are effective in suppressing the coarsening of the structure. In the present embodiment, the N content is preferably 0.0020% or more, more preferably 0.0030% or more, from the viewpoint of securing retained austenite, refining prior austenite, and improving strength. . On the other hand, N atoms dissolved in the steel combine with dislocations to develop age hardening, which may reduce the toughness. Therefore, in this embodiment, the content of N is 0.0100% or less from the viewpoint of ensuring low temperature toughness. The N content is preferably 0.0080% or less, more preferably 0.0060% or less.
［Ｏ：０．００５０％以下］
Ｏは、不純物であり、酸化物を形成する。粗大な酸化物の生成を抑制し、靭性を確保するために、本実施形態では、Ｏの含有量は０．００５０％以下である。Ｏの含有量は、好ましくは０．００４０％以下であり、より好ましくは０．００３０％以下である。Ｏの含有量は少ないほど好ましいが、製造コストの観点から、０．０００５％以上であってもよい。
[O: 0.0050% or less]
O is an impurity and forms an oxide. In this embodiment, the O content is 0.0050% or less in order to suppress the formation of coarse oxides and ensure toughness. The O content is preferably 0.0040% or less, more preferably 0.0030% or less. Although the content of O is preferably as small as possible, it may be 0.0005% or more from the viewpoint of production cost.
本実施形態に係る鋼板において、機械特性を向上させるために、必要に応じて、Ｃｕ：０％以上、１．００％以下、Ｎｉ：０％以上、１．００％以下、Ｃｏ：０％以上、１．００％以下、Ｃｒ：０％以上、１．００％以下、Ｍｏ：０％以上、１．００％以下、Ｗ：０％以上、１．００％以下、Ｂ：０％以上、０．０１００％以下、Ｎｂ：０％以上、０．１００％以下、Ｖ：０％以上、０．１００％以下、Ｔｉ：０％以上、０．１００％以下、Ｚｒ：０％以上、０．１００％以下、Ｈｆ：０％以上、０．１００％以下、及びＴａ：０％以上、０．１００％以下のうち、１種又は２種以上が含有される。 In the steel sheet according to the present embodiment, in order to improve mechanical properties, if necessary, Cu: 0% or more and 1.00% or less, Ni: 0% or more and 1.00% or less, Co: 0% or more , 1.00% or less, Cr: 0% or more and 1.00% or less, Mo: 0% or more and 1.00% or less, W: 0% or more and 1.00% or less, B: 0% or more, 0 .0100% or less, Nb: 0% or more and 0.100% or less, V: 0% or more and 0.100% or less, Ti: 0% or more and 0.100% or less, Zr: 0% or more and 0.100 % or less, Hf: 0% or more and 0.100% or less, and Ta: 0% or more and 0.100% or less.
［Ｃｕ：０％以上、１．００％以下］
Ｃｕは、オーステナイトを安定化させる元素であり、残留オーステナイトの生成を促進して低温靭性を向上させるために必要に応じて含有される。本実施形態では、Ｃｕの含有量は０％以上であり、好ましくは０．１０％以上、より好ましくは０．２０％以上である。製造コストの観点から、本実施形態では、Ｃｕの含有量は１．００％以下である。Ｃｕの含有量は、好ましくは０．５０％以下、より好ましくは０．４０％以下である。
[Cu: 0% or more and 1.00% or less]
Cu is an element that stabilizes austenite, and is contained as needed to promote the formation of retained austenite and improve low temperature toughness. In this embodiment, the Cu content is 0% or more, preferably 0.10% or more, and more preferably 0.20% or more. From the viewpoint of manufacturing cost, the content of Cu is 1.00% or less in the present embodiment. The Cu content is preferably 0.50% or less, more preferably 0.40% or less.
［Ｎｉ：０％以上、１．００％以下］
Ｎｉは、オーステナイトを安定化させ、靭性を向上させる元素であり、残留オーステナイトの生成を促進し、低温靭性を向上させるために必要に応じて含有される。本実施形態では、Ｎｉの含有量は０％以上であり、好ましくは０．１０％以上、より好ましくは０．２０％以上である。製造コストの観点から、本実施形態では、Ｎｉの含有量は１．００％以下である。Ｎｉの含有量は、好ましくは０．５０％以下、より好ましくは０．４０％以下である。
[Ni: 0% or more and 1.00% or less]
Ni is an element that stabilizes austenite and improves toughness, and is contained as necessary to promote formation of retained austenite and improve low-temperature toughness. In this embodiment, the Ni content is 0% or more, preferably 0.10% or more, and more preferably 0.20% or more. From the viewpoint of manufacturing cost, the Ni content is 1.00% or less in the present embodiment. The Ni content is preferably 0.50% or less, more preferably 0.40% or less.
［Ｃｏ：０％以上、１．００％以下］
Ｃｏは、オーステナイトを安定化させる元素であり、残留オーステナイトの生成を促進して低温靭性を向上させるために必要に応じて含有される。本実施形態では、Ｃｏの含有量は０％以上であり、好ましくは０．１０％以上、より好ましくは０．２０％以上である。製造コストの観点から、本実施形態では、Ｃｏの含有量は１．００％以下である。Ｃｏの含有量は、好ましくは０．５０％以下、より好ましくは０．４０％以下である。
[Co: 0% or more, 1.00% or less]
Co is an element that stabilizes austenite, and is contained as necessary to promote the formation of retained austenite and improve low temperature toughness. In this embodiment, the Co content is 0% or more, preferably 0.10% or more, and more preferably 0.20% or more. From the viewpoint of manufacturing cost, the Co content is 1.00% or less in this embodiment. The Co content is preferably 0.50% or less, more preferably 0.40% or less.
［Ｃｒ：０％以上、１．００％以下］
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高める元素であり、炭化物を形成して強度を向上させるために、必要に応じて含有される。本実施形態では、Ｃｒの含有量は０％以上であり、好ましくは０．１０％以上、より好ましくは０．２０％以上である。一方、強度の上昇に伴って靭性が劣化することから、低温靭性を向上させるために、本実施形態では、Ｃｒの含有量は１．００％以下である。Ｃｒの含有量は、好ましくは０．５０％以下、より好ましくは０．４０％以下である。
[Cr: 0% or more and 1.00% or less]
Cr is an element that enhances the hardenability of steel, and is contained as necessary in order to form carbides and improve strength. In this embodiment, the Cr content is 0% or more, preferably 0.10% or more, and more preferably 0.20% or more. On the other hand, since the toughness deteriorates as the strength increases, the Cr content is 1.00% or less in this embodiment in order to improve the low temperature toughness. The Cr content is preferably 0.50% or less, more preferably 0.40% or less.
［Ｍｏ：０％以上、１．００％以下］
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高める元素であり、強度を向上させるために、必要に応じて含有される。本実施形態では、Ｍｏの含有量は０％以上であり、好ましくは０．１０％以上、より好ましくは０．２０％以上である。一方、製造コストの観点から、本実施形態では、Ｍｏの含有量は１．００％以下である。Ｍｏの含有量は、好ましくは０．５０％以下、より好ましくは０．４０％以下である。
[Mo: 0% or more, 1.00% or less]
Mo is an element that enhances the hardenability of steel, and is contained as necessary to improve strength. In this embodiment, the Mo content is 0% or more, preferably 0.10% or more, and more preferably 0.20% or more. On the other hand, from the viewpoint of manufacturing cost, the content of Mo is 1.00% or less in the present embodiment. The Mo content is preferably 0.50% or less, more preferably 0.40% or less.
［Ｗ：０％以上、１．００％以下］
Ｗは、鋼の焼入れ性を高める元素であり、強度を向上させるために、必要に応じて含有される。本実施形態では、Ｗの含有量は０％以上であり、好ましくは０．１０％以上、より好ましくは０．２０％以上である。一方、製造コストの観点から、本実施形態では、Ｗの含有量は１．００％以下である。Ｗの含有量は、好ましくは０．５０％以下、より好ましくは０．４０％以下である。
[W: 0% or more, 1.00% or less]
W is an element that enhances the hardenability of steel, and is contained as necessary to improve strength. In this embodiment, the W content is 0% or more, preferably 0.10% or more, and more preferably 0.20% or more. On the other hand, from the viewpoint of manufacturing cost, the content of W is 1.00% or less in the present embodiment. The W content is preferably 0.50% or less, more preferably 0.40% or less.
［Ｂ：０％以上、０．０１００％以下］
Ｂは、鋼の焼入れ性を顕著に高める元素であり、また、オーステナイトの結晶粒界に偏析して粒界破壊を抑制する元素でもある。Ｂは、必要に応じて含有され、本実施形態では、Ｂの含有量は０％以上である。特に、低温靭性を向上させるという観点から、Ｂの含有量は好ましくは０．０００２％以上、より好ましくは０．０００５％以上である。一方、Ｂは窒化物や炭硼化物を形成する元素でもあり、低温靭性の確保という観点から、Ｂの含有量は０．０１００％以下である。Ｂの含有量は、好ましくは０．００５０％以下、より好ましくは０．００３０％以下である。
[B: 0% or more, 0.0100% or less]
B is an element that remarkably increases the hardenability of steel, and is also an element that segregates at grain boundaries of austenite to suppress intergranular fracture. B is contained as necessary, and the content of B is 0% or more in the present embodiment. In particular, from the viewpoint of improving low-temperature toughness, the B content is preferably 0.0002% or more, more preferably 0.0005% or more. On the other hand, B is also an element that forms nitrides and boroborides, and from the viewpoint of ensuring low-temperature toughness, the B content is 0.0100% or less. The content of B is preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0030% or less.
［Ｎｂ：０％以上、０．１００％以下］
Ｎｂは、炭化物や窒化物などの析出物を生成する元素である。Ｎｂは、結晶粒径の微細化や析出強化によって強度及び靭性を向上させるために、必要に応じて含有される。本実施形態では、Ｎｂの含有量は、０％以上であり、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上である。一方、析出物の粗大化を抑制し、低温靭性を確保するために、本実施形態では、Ｎｂの含有量は０．１００％以下である。Ｎｂの含有量は、好ましくは０．０５０％以下、より好ましくは０．０４０％以下である。
[Nb: 0% or more, 0.100% or less]
Nb is an element that produces precipitates such as carbides and nitrides. Nb is contained as necessary in order to improve the strength and toughness by refining the grain size and strengthening precipitation. In this embodiment, the content of Nb is 0% or more, preferably 0.005% or more, and more preferably 0.010% or more. On the other hand, in this embodiment, the Nb content is 0.100% or less in order to suppress coarsening of precipitates and ensure low-temperature toughness. The Nb content is preferably 0.050% or less, more preferably 0.040% or less.
［Ｖ：０％以上、０．１００％以下］
Ｖは、炭化物や窒化物などの析出物を生成する元素である。Ｖは、結晶粒径の微細化や析出強化によって強度及び靭性を向上させるために、必要に応じて含有される。本実施形態では、Ｖの含有量は、０％以上であり、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上である。一方、析出物の粗大化を抑制し、低温靭性を確保するために、本実施形態では、Ｖの含有量は０．１００％以下である。Ｖの含有量は、好ましくは０．０５０％以下、より好ましくは０．０４０％以下である。
[V: 0% or more, 0.100% or less]
V is an element that produces precipitates such as carbides and nitrides. V is contained as necessary in order to improve the strength and toughness by refining the grain size and strengthening precipitation. In this embodiment, the V content is 0% or more, preferably 0.005% or more, and more preferably 0.010% or more. On the other hand, in this embodiment, the V content is 0.100% or less in order to suppress coarsening of precipitates and ensure low-temperature toughness. The V content is preferably 0.050% or less, more preferably 0.040% or less.
［Ｔｉ：０％以上、０．１００％以下］
Ｔｉは、炭化物や窒化物などの析出物を生成する元素である。Ｔｉは、結晶粒径の微細化や析出強化によって強度及び靭性を向上させるために、必要に応じて含有される。本実施形態では、Ｔｉの含有量は、０％以上であり、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上である。一方、析出物の粗大化を抑制し、低温靭性を確保するために、本実施形態では、Ｔｉの含有量は０．１００％以下である。Ｔｉの含有量は、好ましくは０．０５０％以下、より好ましくは０．０４０％以下である。
[Ti: 0% or more and 0.100% or less]
Ti is an element that produces precipitates such as carbides and nitrides. Ti is contained as necessary in order to improve the strength and toughness by refining the grain size and strengthening precipitation. In this embodiment, the Ti content is 0% or more, preferably 0.005% or more, and more preferably 0.010% or more. On the other hand, in this embodiment, the Ti content is 0.100% or less in order to suppress coarsening of precipitates and ensure low-temperature toughness. The Ti content is preferably 0.050% or less, more preferably 0.040% or less.
［Ｚｒ：０％以上、０．１００％以下］
Ｚｒは、炭化物や窒化物などの析出物を生成する元素である。Ｚｒは、結晶粒径の微細化や析出強化によって強度及び靭性を向上させるために、必要に応じて含有される。本実施形態では、Ｚｒの含有量は、０％以上であり、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上である。一方、析出物の粗大化を抑制し、低温靭性を確保するために、本実施形態では、Ｚｒの含有量は０．１００％以下である。Ｚｒの含有量は、好ましくは０．０５０％以下、より好ましくは０．０４０％以下である。
[Zr: 0% or more and 0.100% or less]
Zr is an element that produces precipitates such as carbides and nitrides. Zr is contained as necessary in order to improve the strength and toughness by refining the grain size and strengthening precipitation. In this embodiment, the Zr content is 0% or more, preferably 0.005% or more, and more preferably 0.010% or more. On the other hand, in the present embodiment, the Zr content is 0.100% or less in order to suppress coarsening of precipitates and ensure low-temperature toughness. The Zr content is preferably 0.050% or less, more preferably 0.040% or less.
［Ｈｆ：０％以上、０．１００％以下］
Ｈｆは、炭化物や窒化物などの析出物を生成する元素である。Ｈｆは、結晶粒径の微細化や析出強化によって強度及び靭性を向上させるために、必要に応じて含有される。本実施形態では、Ｈｆの含有量は、０％以上であり、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上である。一方、析出物の粗大化を抑制し、低温靭性を確保するために、本実施形態では、Ｈｆの含有量は０．１００％以下である。Ｈｆの含有量は、好ましくは０．０５０％以下、より好ましくは０．０４０％以下である。
[Hf: 0% or more and 0.100% or less]
Hf is an element that produces precipitates such as carbides and nitrides. Hf is contained as necessary in order to improve the strength and toughness by refining the grain size and strengthening precipitation. In this embodiment, the Hf content is 0% or more, preferably 0.005% or more, and more preferably 0.010% or more. On the other hand, in the present embodiment, the Hf content is 0.100% or less in order to suppress coarsening of precipitates and ensure low-temperature toughness. The Hf content is preferably 0.050% or less, more preferably 0.040% or less.
［Ｔａ：０％以上、０．１００％以下］
Ｔａは、炭化物や窒化物などの析出物を生成する元素である。Ｔａは、結晶粒径の微細化や析出強化によって強度及び靭性を向上させるために、必要に応じて含有される。本実施形態では、Ｔａの含有量は、０％以上であり、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上である。一方、析出物の粗大化を抑制し、低温靭性を確保するために、本実施形態では、Ｔａの含有量は０．１００％以下である。Ｔａの含有量は、好ましくは０．０５０％以下、より好ましくは０．０４０％以下である。
[Ta: 0% or more and 0.100% or less]
Ta is an element that produces precipitates such as carbides and nitrides. Ta is contained as necessary in order to improve the strength and toughness by refining the grain size and strengthening precipitation. In this embodiment, the Ta content is 0% or more, preferably 0.005% or more, and more preferably 0.010% or more. On the other hand, in the present embodiment, the Ta content is 0.100% or less in order to suppress coarsening of precipitates and ensure low-temperature toughness. The Ta content is preferably 0.050% or less, more preferably 0.040% or less.
本実施形態に係る鋼板において、介在物の形態を制御するために、必要に応じて、Ｍｇ：０％以上、０．０１００％以下、Ｃａ：０％以上、０．０１００％以下、及びＲＥＭ：０％以上、０．０１００％以下のうち、１種又は２種以上が含有される。 In the steel sheet according to the present embodiment, in order to control the form of inclusions, Mg: 0% or more and 0.0100% or less, Ca: 0% or more and 0.0100% or less, and REM: One or more of 0% or more and 0.0100% or less is contained.
［Ｍｇ：０％以上、０．０１００％以下］
Ｍｇは、酸化物や硫化物を形成する元素である。Ｍｇは、微細な酸化物や硫化物により、結晶粒径を微細化するために、必要に応じて含有される。本実施形態では、Ｍｇの含有量は、０％以上であり、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上である。一方、介在物の粗大化を抑制し、低温靭性を確保するために、本実施形態では、Ｍｇの含有量は０．０１００％以下である。Ｍｇの含有量は、好ましくは０．００５０％以下、より好ましくは０．００４０％以下である。
[Mg: 0% or more, 0.0100% or less]
Mg is an element that forms oxides and sulfides. Mg is contained as necessary in order to refine the crystal grain size with fine oxides and sulfides. In this embodiment, the content of Mg is 0% or more, preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0005% or more. On the other hand, in order to suppress coarsening of inclusions and ensure low-temperature toughness, the Mg content is 0.0100% or less in the present embodiment. The content of Mg is preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0040% or less.
［Ｃａ：０％以上、０．０１００％以下］
Ｃａは、酸化物や硫化物を形成する元素である。Ｃａは、ＭｎＳの圧延方向への延伸化を防止し、靭性を向上させるために、必要に応じて含有される。本実施形態では、Ｃａの含有量は、０％以上であり、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上である。一方、介在物の粗大化を抑制し、低温靭性を確保するために、本実施形態では、Ｃａの含有量は０．０１００％以下である。Ｃａの含有量は、好ましくは０．００５０％以下、より好ましくは０．００４０％以下である。
[Ca: 0% or more, 0.0100% or less]
Ca is an element that forms oxides and sulfides. Ca is contained as necessary in order to prevent stretching of MnS in the rolling direction and improve toughness. In this embodiment, the Ca content is 0% or more, preferably 0.0001% or more, and more preferably 0.0005% or more. On the other hand, in this embodiment, the Ca content is 0.0100% or less in order to suppress coarsening of inclusions and ensure low-temperature toughness. The Ca content is preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0040% or less.
［ＲＥＭ：０％以上、０．０１００％以下］
ＲＥＭ（希土類元素）とは、Ｓｃ、Ｙの２元素と、Ｌａ、ＣｅやＮｄなどのランタノイド１５元素の総称を意味する。本実施形態でいうＲＥＭとは、これら希土類元素から選択される１種以上で構成されるものであり、以下に説明するＲＥＭの含有量とは、希土類元素の合計量である。
ＲＥＭは、酸化物や硫化物を形成する元素である。ＲＥＭは、ＭｎＳの圧延方向への延伸化を防止し、靭性を向上させるために、必要に応じて含有される。本実施形態では、ＲＥＭの含有量は、０％以上であり、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上である。一方、介在物の粗大化を抑制し、低温靭性を確保するために、本実施形態では、ＲＥＭの含有量は０．０１００％以下である。ＲＥＭの含有量は、好ましくは０．００５０％以下、より好ましくは０．００４０％以下である。
[REM: 0% or more, 0.0100% or less]
REM (rare earth element) is a general term for two elements, Sc and Y, and fifteen lanthanoid elements, such as La, Ce, and Nd. REM in the present embodiment is composed of one or more selected from these rare earth elements, and the content of REM described below is the total amount of rare earth elements.
REM is an element that forms oxides and sulfides. REM is contained as necessary in order to prevent stretching of MnS in the rolling direction and improve toughness. In this embodiment, the REM content is 0% or more, preferably 0.0001% or more, and more preferably 0.0005% or more. On the other hand, in order to suppress coarsening of inclusions and ensure low-temperature toughness, the REM content is 0.0100% or less in the present embodiment. The REM content is preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0040% or less.
本実施形態に係る鋼板において、上記化学成分以外の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本実施形態に係る鋼板の特性に悪影響を与えない範囲での含有が許容されるものを意味する。 In the steel sheet according to the present embodiment, the balance other than the above chemical components consists of Fe and impurities. Here, the term "impurities" refers to components that are mixed due to various factors in the manufacturing process, including raw materials such as ores and scraps, when the steel sheet is industrially manufactured. It means that it is allowed to be contained within a range that does not adversely affect the characteristics.
＜金属組織＞
次に、本実施形態に係る鋼板の金属組織について説明する。本実施形態に係る鋼板の金属組織は、α’マルテンサイト及び残留オーステナイトを含み、その残部組織は、存在する場合は、ベイナイト、フェライト、εマルテンサイトの１種又は２種以上で構成される。あるいは、金属組織は、α’マルテンサイト及び残留オーステナイトのみで構成される。なお、α’マルテンサイト、残留オーステナイト、ベイナイト、フェライト、εマルテンサイトの体積率に関する「％」は、特に断りがない限り、「体積％」を意味する。ここで、α’マルテンサイト、残留オーステナイト、ベイナイト、フェライト及びεマルテンサイトの体積率は、鋼板の表面から板厚の１／４の位置において、電子線後方散乱回折法（Electron BackScatter Diffraction、ＥＢＳＤ）によって測定した各相の面積率とする。α’マルテンサイト及び残留オーステナイトの円相当直径は、ＥＢＳＤによって測定した各相の面積及び個数から算出する。
<Metal structure>
Next, the metal structure of the steel sheet according to this embodiment will be described. The metal structure of the steel sheet according to the present embodiment includes α' martensite and retained austenite, and the residual structure, if present, is composed of one or more of bainite, ferrite, and ε martensite. Alternatively, the metallographic structure consists only of α' martensite and retained austenite. In addition, "%" regarding the volume ratio of α'-martensite, retained austenite, bainite, ferrite, and ε-martensite means "% by volume" unless otherwise specified. Here, the volume fraction of α' martensite, retained austenite, bainite, ferrite and ε martensite is obtained by electron backscatter diffraction (EBSD) at a position 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel plate. The area ratio of each phase measured by The equivalent circle diameters of α' martensite and retained austenite are calculated from the area and number of each phase measured by EBSD.
[α’マルテンサイト：８０％以上]
α’マルテンサイトは、本実施形態に係る鋼板において、最も体積率が大きい主体組織である。α’マルテンサイトは、熱間圧延後の加速冷却によって生成する低温変態組織であり、転位密度が高く、鋼の強度を顕著に向上させる。α’マルテンサイトの体積率は、強度を確保するために、本実施形態では、８０％以上である。α’マルテンサイトの体積率は、好ましくは８３％以上であり、より好ましくは８５％以上である。α’マルテンサイトの体積率は、高いほど好ましいが、本実施形態では、残留オーステナイトの体積率が７％以上であることから、α’マルテンサイトの体積率は９３％以下である。
[α' Martensite: 80% or more]
α' martensite is the main structure having the largest volume fraction in the steel sheet according to the present embodiment. α' martensite is a low-temperature transformation structure formed by accelerated cooling after hot rolling, has a high dislocation density, and significantly improves the strength of steel. The volume fraction of α' martensite is 80% or more in this embodiment in order to ensure strength. The volume fraction of α' martensite is preferably 83% or more, more preferably 85% or more. Although the volume fraction of α'-martensite is preferably as high as possible, in the present embodiment, the volume fraction of α'-martensite is 93% or less because the volume fraction of retained austenite is 7% or more.
[α’マルテンサイトの円相当直径：０．１μｍ以上、５．０μｍ以下]
α’マルテンサイトの円相当直径は、α’マルテンサイトのブロックの円相当直径であり、ＥＢＳＤによって測定することができる。α’マルテンサイトの円相当直径が小さくなると、鋼の靭性が高くなる。低温靭性の確保という観点から、本実施形態では、α’マルテンサイトの円相当直径は５．０μｍ以下である。α’マルテンサイトの円相当直径は、好ましくは４．０μｍ以下であり、より好ましくは３．０μｍ以下である。α’マルテンサイトの円相当直径は、小さいことが望ましいが、本実施形態では、０．１μｍ以上である。α’マルテンサイトの円相当直径は、０．５μｍ以上であってもよい。α’マルテンサイトの円相当直径は、鋼の焼入れ性を高めること、加速冷却の冷却速度を高めること、旧オーステナイトを微細化すること、などによって微細にすることができる。
[Circle equivalent diameter of α' martensite: 0.1 μm or more and 5.0 μm or less]
The equivalent circle diameter of α' martensite is the equivalent circle diameter of a block of α' martensite and can be measured by EBSD. The smaller the equivalent circle diameter of α' martensite, the higher the toughness of the steel. From the viewpoint of ensuring low temperature toughness, in the present embodiment, the equivalent circle diameter of α' martensite is 5.0 μm or less. The equivalent circle diameter of α' martensite is preferably 4.0 µm or less, more preferably 3.0 µm or less. The equivalent circle diameter of α' martensite is desirably small, but in the present embodiment, it is 0.1 μm or more. The equivalent circle diameter of α' martensite may be 0.5 μm or more. The equivalent circle diameter of α' martensite can be refined by increasing the hardenability of steel, increasing the cooling rate of accelerated cooling, and refining prior austenite.
[残留オーステナイト：７％以上、１５％以下]
残留オーステナイトは、熱間圧延後の加速冷却によって変態せずに、冷却後の鋼板に残存するオーステナイトであり、鋼の低温靭性を顕著に向上させる。残留オーステナイトの体積率は、低温靭性を確保するために、本実施形態では、７％以上である。残留オーステナイトの体積率は、好ましくは８％以上であり、より好ましくは１０％以上である。一方、残留オーステナイトの体積率が増加すると、残留オーステナイトに含まれる炭素の濃度が低下する。炭素濃度が低下した残留オーステナイトは、低温に冷却され、さらに変形が加えられると、α’マルテンサイトに変態しやすくなり、靭性を低下させる可能性がある。このような観点から、低温靭性を確保するために、残留オーステナイトの体積率は、本実施形態では、１５％以下である。残留オーステナイトの体積率は、好ましくは１４％以下であり、より好ましくは１３％以下である。
[Retained austenite: 7% or more, 15% or less]
Retained austenite is austenite that remains in the steel sheet after cooling without being transformed by accelerated cooling after hot rolling, and significantly improves the low-temperature toughness of the steel. The volume fraction of retained austenite is 7% or more in this embodiment in order to ensure low temperature toughness. The volume fraction of retained austenite is preferably 8% or more, more preferably 10% or more. On the other hand, when the volume fraction of retained austenite increases, the concentration of carbon contained in retained austenite decreases. When retained austenite with a reduced carbon concentration is cooled to a low temperature and further deformed, it is likely to transform into α' martensite, which may reduce toughness. From this point of view, the volume fraction of retained austenite is 15% or less in the present embodiment in order to ensure low-temperature toughness. The volume fraction of retained austenite is preferably 14% or less, more preferably 13% or less.
[残留オーステナイトの円相当直径：０．０１μｍ以上、２．５０μｍ以下]
残留オーステナイトは、低温靭性を向上させるものの、粗大な残留オーステナイトは、低温に冷却され、さらに変形が加えられると、α’マルテンサイトに変態しやすい。したがって、低温靭性の確保という観点から、残留オーステナイトの円相当直径は２．５０μｍ以下である。残留オーステナイトの円相当直径は、好ましくは２．００μｍ以下であり、より好ましくは１．５０μｍ以下である。残留オーステナイトの円相当直径は、小さいことが望ましいが、本実施形態では、０．０１μｍ以上である。残留オーステナイトの円相当直径は、０．５０μｍ以上であってもよい。残留オーステナイトの円相当直径は、加速冷却の冷却速度を高めること、旧オーステナイトを微細化すること、などによって微細にすることができる。
[Corresponding circle diameter of retained austenite: 0.01 μm or more and 2.50 μm or less]
Although retained austenite improves low-temperature toughness, coarse retained austenite tends to transform into α' martensite when cooled to a low temperature and further deformed. Therefore, from the viewpoint of ensuring low-temperature toughness, the equivalent circle diameter of retained austenite is 2.50 μm or less. The equivalent circle diameter of the retained austenite is preferably 2.00 μm or less, more preferably 1.50 μm or less. The equivalent circle diameter of retained austenite is desirably small, but in this embodiment, it is 0.01 μm or more. The equivalent circle diameter of the retained austenite may be 0.50 μm or more. The equivalent circle diameter of retained austenite can be refined by increasing the cooling rate of accelerated cooling, by refining prior austenite, or the like.
[ベイナイト：０％以上、５％以下]
ベイナイトは、ラス状の低温変態組織であるが、セメンタイトが析出しており、α’マルテンサイトに比べると結晶粒径が大きい。ベイナイトは、α’マルテンサイトに比べると軟質な組織で、破壊の起点になりやすく、鋼の強度及び低温靭性を確保するために、ベイナイトの体積率は少ないほど好ましい。本実施形態では、ベイナイトの体積率は、０％以上、５％以下である。ベイナイトの体積率は、好ましくは３％以下であり、より好ましくは０％である。
[Bainite: 0% or more, 5% or less]
Bainite has a lath-like low-temperature transformation structure, but cementite is precipitated, and the grain size is larger than that of α' martensite. Bainite is a softer structure than α'-martensite, and is likely to be the starting point of fracture. In order to ensure the strength and low-temperature toughness of steel, the smaller the volume fraction of bainite, the better. In this embodiment, the volume fraction of bainite is 0% or more and 5% or less. The volume fraction of bainite is preferably 3% or less, more preferably 0%.
[フェライト：０％以上、５％以下]
フェライトは、低温変態組織に比べると軟質な組織であり、結晶粒径が大きい。本実施形態では、鋼の強度及び低温靭性を確保するために、フェライトの体積率は少ないほど好ましい。本実施形態では、フェライトの体積率は、０％以上、５％以下である。フェライトの体積率は、好ましくは３％以下であり、より好ましくは０％である。
[Ferrite: 0% or more, 5% or less]
Ferrite is a softer structure than a low-temperature transformed structure and has a large crystal grain size. In this embodiment, the smaller the volume fraction of ferrite, the better, in order to ensure the strength and low-temperature toughness of the steel. In this embodiment, the volume fraction of ferrite is 0% or more and 5% or less. The volume fraction of ferrite is preferably 3% or less, more preferably 0%.
[εマルテンサイト：０％以上、１０％以下]
本実施形態に係る中Ｍｎ鋼は、Ｍｎが積層欠陥エネルギーを低下させるため、εマルテンサイトが生成されることがある。オーステナイトからα’マルテンサイトへの変態の過程でεマルテンサイトが生成すると、金属組織が微細になる。しかし、εマルテンサイトは延性が低いため、α’マルテンサイトに再変態させることが望ましく、本実施形態では、εマルテンサイトの体積率は、０％以上である。εマルテンサイトは、破壊の起点となって鋼の靭性を低下させる場合があることから、低温靭性を確保するために、本実施形態では、εマルテンサイトの体積率は、１０％以下である。εマルテンサイトの体積率は、好ましくは５％以下であり、より好ましくは１％以下である。εマルテンサイトの体積率は、０％が望ましい。
[ε martensite: 0% or more, 10% or less]
In the medium Mn steel according to the present embodiment, Mn lowers the stacking fault energy, so ε-martensite may be generated. When ε-martensite is generated in the process of transformation from austenite to α'-martensite, the metal structure becomes finer. However, since ε-martensite has low ductility, it is desirable to retransform to α'-martensite, and in the present embodiment, the volume fraction of ε-martensite is 0% or more. Since ε-martensite may become a starting point of fracture and lower the toughness of steel, in this embodiment, the volume fraction of ε-martensite is 10% or less in order to ensure low-temperature toughness. The volume fraction of ε-martensite is preferably 5% or less, more preferably 1% or less. The volume fraction of ε-martensite is desirably 0%.
金属組織の体積率及び円相当直径の測定には、鋼板の圧延幅方向に垂直断面を観察面、板厚方向で表面から板厚の１／４の位置を観察部位の中心とする試料が使用される。観察面には電解研磨が施される。フェライトの体積率は、ＥＢＳＤによって、周囲の測定点との局所的な方位の粒内平均値（Grain Average Misorientation、ＧＡＭ）が１゜以下の領域の面積率として算出される。残留オーステナイト及びεマルテンサイトの体積率は、ＥＢＳＤによって、３００×３００μｍの領域を０．１μｍステップで測定し、結晶構造の相違から各相を同定して、その面積率から求められる。なお、体積率と面積率とは、定量金属組織学の観点から同一である。残留オーステナイトの円相当直径は、ＥＢＳＤによって残留オーステナイトであると判定された領域を０．０２μｍステップで測定し、求められた残留オーステナイトの面積及び個数から算出される。残留オーステナイト同士が隣接する場合は、１５°方位差のある境界を粒界として結晶粒の個数が測定される。 To measure the volume fraction of the metal structure and equivalent circle diameter, use a sample whose observation plane is the cross section perpendicular to the rolling width direction of the steel sheet, and whose center of observation is the position 1/4 of the thickness from the surface in the thickness direction. be done. Electropolishing is applied to the viewing surface. The volume fraction of ferrite is calculated by EBSD as the area fraction of a region where the grain average misorientation (GAM) of the local orientation with respect to surrounding measurement points is 1° or less. The volume ratios of retained austenite and ε-martensite are obtained by measuring a 300×300 μm region in steps of 0.1 μm by EBSD, identifying each phase from the difference in crystal structure, and calculating the area ratio. Note that the volume ratio and the area ratio are the same from the viewpoint of quantitative metallography. The circle-equivalent diameter of retained austenite is calculated from the area and number of retained austenite obtained by measuring the region determined to be retained austenite by EBSD in steps of 0.02 μm. When retained austenites are adjacent to each other, the number of crystal grains is measured with a boundary having an orientation difference of 15° as a grain boundary.
ＥＢＳＤによって、フェライト、残留オーステナイト及びεマルテンサイトと判定された領域を除いた部分がα’マルテンサイト及びベイナイトである。さらに、ＥＢＳＤによる判別が行われた視野を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって観察し、α’マルテンサイトとベイナイトとの判別が行われる。ＳＥＭによって５０００倍に拡大して撮影された、ラス構造を呈する２０視野の写真において、セメンタイトの長軸方向がブロック内に２方向以上配向している部分がα’マルテンサイト、それ以外の部分がベイナイトと判別され、それぞれの面積が算出される。さらに、α’マルテンサイトの円相当直径は、１５°方位差のある境界を粒界として測定された結晶粒の個数及び面積から算出される。 The parts other than the regions determined by EBSD to be ferrite, retained austenite and ε-martensite are α'-martensite and bainite. Furthermore, the visual field in which the discrimination by EBSD has been performed is observed with a scanning electron microscope (SEM) to discriminate between α' martensite and bainite. In photographs of 20 fields of view exhibiting a lath structure, taken by SEM at a magnification of 5000 times, α′ martensite is the part where the long axis direction of cementite is oriented in two or more directions in the block, and the other part is α′ martensite. It is discriminated as bainite, and each area is calculated. Furthermore, the circle-equivalent diameter of α'-martensite is calculated from the number and area of crystal grains measured with a boundary having a 15° misorientation as the grain boundary.
[旧オーステナイトの円相当直径：２００μｍ以下]
旧オースナイトは、熱間圧延後、加速冷却前のオーステナイトである。本実施形態の鋼板は、α’マルテンサイトの体積率が８０％以上であることから、旧オーステナイトの円相当直径は、鋼板の表面から板厚の１／４の位置において、研磨及びエッチングを施した試料を光学顕微鏡で観察し、撮影された写真を用いて測定される。上述したα’マルテンサイトのブロックサイズは、結晶方位差が数度以内でほぼ同じ領域であり、旧オーステナイトの円相当直径が小さくなると、α’マルテンサイトのブロックサイズも小さくなる。したがって、旧オーステナイトの円相当直径は、低温靭性を確保するために小さい方が好ましく、本実施形態では、２００μｍ以下である。旧オーステナイトの円相当直径は、好ましくは１００μｍ以下であり、より好ましくは５０μｍ以下である。旧オーステナイトの円相当直径の下限は限定されないが、１０μｍ以上であってよく、２０μｍ以上であってもよい。旧オーステナイトの円相当直径を小さくするために、熱間圧延の粗圧延における圧下率を確保し、制御圧延前のオーステナイトを微細にすることが推奨される。
[Circle equivalent diameter of prior austenite: 200 μm or less]
Old austenite is austenite before accelerated cooling after hot rolling. Since the steel plate of the present embodiment has a volume fraction of α' martensite of 80% or more, the equivalent circle diameter of the prior austenite is polished and etched at a position of 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel plate. The measured sample is observed with an optical microscope, and the photograph taken is used for the measurement. The block size of α'-martensite described above is in a region where the difference in crystal orientation is within several degrees and is substantially the same. Therefore, the equivalent circle diameter of the prior austenite is preferably as small as possible in order to ensure low-temperature toughness, and is 200 μm or less in this embodiment. The equivalent circle diameter of the prior austenite is preferably 100 μm or less, more preferably 50 μm or less. Although the lower limit of the equivalent circle diameter of the prior austenite is not limited, it may be 10 μm or more, or 20 μm or more. In order to reduce the circle-equivalent diameter of the prior austenite, it is recommended to secure a rolling reduction in the rough rolling of hot rolling and refine the austenite before controlled rolling.
[旧オーステナイトのアスペクト比：１以上、５０以下]
旧オーステナイトのアスペクト比は、研磨及びエッチングによって現出する金属組織の形状から、長径に対する短径の比率として測定される。仕上圧延において、未再結晶温度域における圧下率が大きいほど、α’マルテンサイトの結晶粒径が微細になり鋼の強度及び靭性が改善される。粗圧延の圧下率は、粗圧延前の鋼片の厚さ及び粗圧延終了後の鋼片の厚さから求められる。粗圧延終了後の鋼片の厚さは、粗圧延から仕上圧延に移送される鋼片の厚さであり、移送厚と称される。粗圧延前の鋼片の厚さは鋼片厚と称される場合がある。
[Aspect ratio of prior austenite: 1 or more and 50 or less]
The aspect ratio of prior austenite is measured as the ratio of the minor axis to the major axis from the shape of the metallographic structure revealed by polishing and etching. In the finish rolling, the larger the rolling reduction in the non-recrystallization temperature range, the finer the crystal grain size of α' martensite, which improves the strength and toughness of the steel. The draft of rough rolling is obtained from the thickness of the steel slab before rough rolling and the thickness of the steel slab after rough rolling. The thickness of the billet after completion of rough rolling is the thickness of the billet transferred from rough rolling to finish rolling, and is called transfer thickness. The thickness of the billet before rough rolling is sometimes referred to as the billet thickness.
粗圧延の圧下率＝［（粗圧延前の鋼片の厚さ－移送厚）／粗圧延前の鋼片の厚さ］×１００ Reduction ratio of rough rolling = [(Thickness of billet before rough rolling - Transfer thickness)/Thickness of billet before rough rolling] x 100
本実施形態では、旧オーステナイトのアスペクト比は、１以上でよいが、鋼の強度及び低温靭性を向上させるという観点から、旧オーステナイトのアスペクト比は、１超が好ましい。仕上圧延において、未再結晶温度域で圧延が施されると、旧オーステナイトのアスペクト比は１超になる。旧オーステナイトのアスペクト比は、好ましくは２以上、より好ましくは４以上である。未再結晶温度域における圧延の圧下比を２以上とすることより、旧オーステナイトのアスペクト比が４以上の鋼板を製造することができる。一方、旧オーステナイトのアスペクト比を増加させると、機械特性の異方性が顕著になる。鋼板の機械特性は等方的であることが望ましく、このような観点から、旧オーステナイトのアスペクト比は５０以下である。旧オーステナイトのアスペクト比は、好ましくは４０以下であり、より好ましくは３０以下である。 In the present embodiment, the aspect ratio of the prior austenite may be 1 or more, but from the viewpoint of improving the strength and low temperature toughness of the steel, the aspect ratio of the prior austenite is preferably greater than 1. In the finish rolling, the aspect ratio of the prior austenite becomes more than 1 when rolling is performed in the non-recrystallization temperature range. The aspect ratio of the prior austenite is preferably 2 or more, more preferably 4 or more. By setting the reduction ratio of rolling in the non-recrystallization temperature range to 2 or more, it is possible to produce a steel sheet in which the aspect ratio of the prior austenite is 4 or more. On the other hand, when the aspect ratio of prior austenite is increased, the anisotropy of mechanical properties becomes significant. The mechanical properties of the steel sheet are preferably isotropic, and from this point of view, the aspect ratio of the prior austenite is 50 or less. The aspect ratio of the prior austenite is preferably 40 or less, more preferably 30 or less.
[残留オーステナイトによる旧オーステナイトの粒界占積率：４０％以上、１００％以下]
残留オーステナイトが旧オーステナイトの粒界に生成していると、粒界破壊が抑制され、低温靭性が向上する。残留オーステナイトによる旧オーステナイト粒界の占積率（以下、残留γ占積率という場合がある。）は、旧オーステナイトの粒界において残留オーステナイトが占める割合である。低温靭性を向上させるために必要とされる、残留オーステナイトによる旧オーステナイトの粒界占積率は、４０％以上である。残留オーステナイトによる旧オーステナイトの粒界占積率は、好ましくは５０％以上、より好ましくは６０％以上である。残留オーステナイトによる旧オーステナイトの粒界占積率は、大きいほど低温靭性が向上し、１００％以下であってよい。
[Grain boundary space factor of prior austenite due to retained austenite: 40% or more and 100% or less]
When retained austenite is generated at grain boundaries of prior austenite, intergranular fracture is suppressed and low temperature toughness is improved. The space factor of the prior austenite grain boundary due to retained austenite (hereinafter sometimes referred to as the retained γ space factor) is the ratio of the retained austenite to the grain boundary of the prior austenite. The grain boundary space factor of prior austenite due to retained austenite required to improve low temperature toughness is 40% or more. The grain boundary space factor of prior austenite due to retained austenite is preferably 50% or more, more preferably 60% or more. The grain boundary space factor of prior austenite due to retained austenite improves the low temperature toughness as it increases, and may be 100% or less.
旧オーステナイトの円相当直径及びアスペクト比は、鋼板の表面から板厚の１／４の位置において、光学顕微鏡によって測定される。鋼板の圧延幅方向に垂直な面が観察面とされ、アルミナ研磨後にナイタールによる腐食が施される。試料の観察面において、１ｍｍ角の視野が光学顕微鏡によって１００倍に拡大され、旧オーステナイトの結晶粒の個数と面積が測定される。このとき、フェライトと判別された領域は除外される。旧オーステナイトの円相当直径は、結晶粒の個数及び面積から算出される。次に、旧オーステナイトのアスペクト比は、各結晶粒の長径及び短径を測定し、長径を短径で除した比率として求める。ここで、長径とは旧オーステナイトの圧延方向長さであり、短径とは旧オーステナイトの板厚方向長さである。圧延方向が不明な場合は、旧オーステナイトの結晶粒が延伸している方向の長さが長径であり、長径と直交する方向の長さが短径である。残留γ占積率は、鋼板の表面から板厚の１／４の位置において、ＳＥＭとＥＢＳＤとを併用して測定される。ＥＢＳＤによる残留オーステナイトの位置の特定に使用された試料にナイタールによる腐食が施され、ＳＥＭによる観察及び写真撮影が行われる。ＳＥＭによって特定された旧オーステナイトの粒界の位置と、ＥＢＳＤによって特定された残留オーステナイトの位置とを照合し、総長５ｍｍ以上の旧オーステナイトの粒界長さに対し残留オーステナイトが占める割合として残留γ占積率が測定される。 The equivalent circle diameter and aspect ratio of prior austenite are measured with an optical microscope at a position 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel plate. A surface perpendicular to the rolling width direction of the steel sheet is used as an observation surface, and is subjected to corrosion with nital after being polished with alumina. On the observation surface of the sample, a field of view of 1 mm square is magnified 100 times by an optical microscope, and the number and area of prior austenite crystal grains are measured. At this time, regions determined to be ferrite are excluded. The equivalent circle diameter of prior austenite is calculated from the number and area of crystal grains. Next, the aspect ratio of the prior austenite is determined by measuring the major axis and minor axis of each crystal grain and dividing the major axis by the minor axis. Here, the major axis is the length of the prior austenite in the rolling direction, and the minor axis is the thickness direction of the prior austenite. When the rolling direction is unknown, the length in the direction in which the crystal grains of prior austenite are stretched is the major axis, and the length in the direction perpendicular to the major axis is the minor axis. The residual γ space factor is measured at a position 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel plate using both SEM and EBSD. The samples used for identifying the position of retained austenite by EBSD are etched with nital, and observed and photographed by SEM. The position of the grain boundary of the prior austenite identified by SEM and the position of the retained austenite identified by EBSD are collated, and the retained γ content is calculated as the ratio of the retained austenite to the grain boundary length of the prior austenite having a total length of 5 mm or more. Moment is measured.
次に、本実施形態に係る鋼板の製造方法の例を説明する。以下の説明は、本発明の鋼板を製造するための方法の例示を意図するものであって、本発明の鋼板を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。 Next, an example of a method for manufacturing a steel sheet according to this embodiment will be described. The following description is intended to be illustrative of the method for manufacturing the steel sheet of the present invention, and is intended to limit the steel sheet of the present invention to those manufactured by the manufacturing method as described below. not a thing
本実施形態に係る鋼板は、鋼を溶製し、鋳造して鋼片を製造し、得られた鋼片に熱間圧延を施して製造される。鋼片の製造方法は限定されず、公知の方法で製造すればよい。例えば、鋼片は、転炉、電気炉等の通常の精錬プロセスで溶製した後、連続鋳造法、造塊-分塊法等の方法で製造される。例えば、鋼片は、１００～３００ｍｍの厚さであればよい。鋼片は、熱間圧延を施された後、そのまま水冷等の制御冷却を施される。さらに、機械特性を調整するために、熱処理が施される場合がある。 The steel plate according to the present embodiment is manufactured by melting steel, casting it to manufacture a steel slab, and hot rolling the obtained steel slab. The manufacturing method of the steel billet is not limited, and it may be manufactured by a known method. For example, steel slabs are produced by a method such as continuous casting, ingot casting-slabbing, or the like after being melted by a normal refining process such as a converter or an electric furnace. For example, the billet may be 100-300 mm thick. After being hot rolled, the billet is directly subjected to controlled cooling such as water cooling. In addition, heat treatment may be applied to adjust mechanical properties.
以下、本実施形態に係る鋼板の好ましい製造条件について説明する。 Preferred manufacturing conditions for the steel sheet according to this embodiment will be described below.
[加熱]
上述した化学成分から構成され、連続鋳造法によって製造された厚み２００ｍｍ以上の鋼片は、一旦、４００℃以下に冷却されるとよい。その後、鋼片は、好ましくは、Ａｃ３変態点以上、１２５０℃以下に加熱される。鋼片の金属組織をオースナイト単相の組織とするために、加熱温度は、Ａｃ３変態点以上であるとよい。加熱前の鋼片に存在する炭化物を鋼中に固溶させるという観点から、加熱温度は、より好ましくは１０００℃以上であり、さらに好ましくは１０５０℃以上である。一方、鋼片の表面の酸化やオーステナイトの粗大化の抑制という観点から、加熱温度は１２５０℃以下であるとよい。加熱温度は、好ましくは１２００℃以下であり、より好ましくは１１００℃以下である。なお、Ａｃ３変態点は、昇温によってオーステナイトへの変態が完了する温度であり、加熱時の体積変化から求めることができる。
[heating]
A steel slab having a thickness of 200 mm or more, which is composed of the chemical components described above and is manufactured by a continuous casting method, is preferably cooled to 400° C. or less once. After that, the steel slab is preferably heated to above the Ac3 transformation point and below 1250°C. The heating temperature is preferably equal to or higher than the Ac3 transformation point in order to make the metal structure of the steel slab into an ausnite single-phase structure. The heating temperature is more preferably 1000° C. or higher, and still more preferably 1050° C. or higher, from the viewpoint of causing the carbides present in the steel slab before heating to form a solid solution in the steel. On the other hand, the heating temperature is preferably 1250° C. or less from the viewpoint of suppressing oxidation of the surface of the steel slab and coarsening of austenite. The heating temperature is preferably 1200° C. or lower, more preferably 1100° C. or lower. The Ac3 transformation point is the temperature at which the transformation to austenite is completed by raising the temperature, and can be obtained from the volume change during heating.
[粗圧延]
熱間圧延工程は、粗圧延と、これに続く仕上圧延とからなる。粗圧延は、オーステナイトの再結晶温度以上の温度域で行われ、粗圧延の開始温度及び圧下率によって本実施形態に係る鋼板の旧オーステナイトの結晶粒径が制御される。旧オーステナイトの結晶粒径を微細にするために、粗圧延の開始温度は、低い方が好ましい。粗圧延の開始温度は、鋼片の加熱温度を超えることはなく、好ましくは１１００℃以下である。粗圧延の開始温度は、例えば９００℃以上であってよい。また、旧オーステナイトの結晶粒径を微細にするために、粗圧延の圧下率は２０％以上とする。粗圧延の圧下率は、好ましくは２５％以上、より好ましくは３０％以上である。また、粗圧延の圧下率は、仕上圧延の圧下率を確保するという観点から、好ましくは９０％以下であり、より好ましくは８０％以下、さらに好ましくは７０％以下である。
[Rough rolling]
The hot rolling process consists of rough rolling followed by finish rolling. Rough rolling is performed in a temperature range equal to or higher than the recrystallization temperature of austenite, and the crystal grain size of the prior austenite of the steel sheet according to the present embodiment is controlled by the start temperature and rolling reduction of rough rolling. In order to refine the crystal grain size of the prior austenite, the starting temperature of the rough rolling is preferably low. The starting temperature of rough rolling does not exceed the heating temperature of the billet, and is preferably 1100° C. or less. The start temperature of rough rolling may be, for example, 900° C. or higher. Further, in order to refine the crystal grain size of the prior austenite, the draft of the rough rolling is set to 20% or more. The draft of rough rolling is preferably 25% or more, more preferably 30% or more. From the viewpoint of securing the rolling reduction in finish rolling, the rolling reduction in rough rolling is preferably 90% or less, more preferably 80% or less, and even more preferably 70% or less.
[仕上圧延]
粗圧延に続いて仕上圧延が施される。仕上圧延の開始温度は、粗圧延の終了温度を超えることはなく、α’マルテンサイトの結晶粒径の微細化及び、残留オーステナイトの確保という観点から、低い方が好ましい。仕上圧延の開始温度は、好ましくは１０００℃以下である。仕上圧延の開始温度は、未再結晶温度域における圧延が施されるという観点から、より好ましくは９００℃以下である。仕上圧延の開始温度は、例えば７００℃以上であってよい。一方、仕上圧延の終了温度は、鋼板の機械特性の異方性の抑制という観点から、Ａｒ３変態点以上である。仕上圧延の終了温度は、好ましくは７００℃以上である。ただし、仕上圧延の終了温度は、α’マルテンサイトの結晶粒径の微細化及びεマルテンサイトの生成の抑制、残留オーステナイトの確保という観点から、低い方が望ましい。仕上圧延の終了温度が９００℃以上である場合は、旧オーステナイトのアスペクト比は１に近くなり、仕上圧延の終了温度が低下すると、アスペクト比が大きくなるため、９００℃未満であると好ましい。Ａｒ３変態点は、降温によってオーステナイトからフェライトへの変態が開始する温度であり、加熱後の降温時の体積変化から求めることができる。
[Finish rolling]
Rough rolling is followed by finish rolling. The start temperature of finish rolling does not exceed the end temperature of rough rolling, and is preferably lower from the viewpoint of refining the crystal grain size of α' martensite and securing retained austenite. The start temperature of finish rolling is preferably 1000° C. or less. The start temperature of finish rolling is more preferably 900° C. or lower from the viewpoint that rolling is performed in the non-recrystallization temperature range. The start temperature of finish rolling may be, for example, 700° C. or higher. On the other hand, the finishing temperature of the finish rolling is equal to or higher than the Ar3 transformation point from the viewpoint of suppressing the anisotropy of the mechanical properties of the steel sheet. The finishing temperature of finish rolling is preferably 700° C. or higher. However, from the viewpoints of refining the crystal grain size of α'-martensite, suppressing the formation of ε-martensite, and securing retained austenite, the finish rolling finish temperature is preferably lower. When the finishing temperature of finish rolling is 900°C or higher, the aspect ratio of the prior austenite approaches 1, and when the finishing temperature of finish rolling decreases, the aspect ratio increases. The Ar3 transformation point is the temperature at which the transformation from austenite to ferrite starts when the temperature is lowered, and can be obtained from the change in volume when the temperature is lowered after heating.
仕上圧延の圧下率は、α’マルテンサイトの結晶粒径の微細化及びεマルテンサイトの生成の抑制、残留オーステナイトの確保という観点から、３０％以上であることが好ましい。仕上圧延の圧下率は、より好ましくは４０％以上である。また、仕上圧延の圧下率は、鋼片の厚さや製品の板厚による制限や、粗圧延の圧下率の確保という観点から、好ましくは９０％以下であり、より好ましくは８０％以下、さらに好ましくは７０％以下である。一方、未再結晶温度域における圧下率が大きくなると、旧オーステナイトのアスペクト比が大きくなる。大まかな目安として、仕上圧延の開始温度が９００℃以下であり、圧下率が５０％程度であるとき、旧オーステナイトのアスペクト比は４程度である。仕上圧延の圧下率は、仕上圧延前の中間体の厚さ及び仕上圧延終了後の鋼板の板厚から求められる。仕上圧延前の中間体の厚さは、移送厚と同義である。 The rolling reduction in finish rolling is preferably 30% or more from the viewpoint of refining the crystal grain size of α'-martensite, suppressing the formation of ε-martensite, and ensuring retained austenite. The reduction in finish rolling is more preferably 40% or more. In addition, the reduction ratio of finish rolling is preferably 90% or less, more preferably 80% or less, and still more preferably from the viewpoint of restrictions due to the thickness of the billet and the plate thickness of the product, and securing the reduction ratio of rough rolling. is 70% or less. On the other hand, when the rolling reduction in the non-recrystallization temperature range increases, the aspect ratio of the prior austenite increases. As a rough guideline, the aspect ratio of prior austenite is about 4 when the start temperature of finish rolling is 900° C. or less and the rolling reduction is about 50%. The rolling reduction in finish rolling is determined from the thickness of the intermediate before finish rolling and the thickness of the steel sheet after finish rolling. The thickness of the intermediate before finish rolling is synonymous with transfer thickness.
仕上圧延の圧下率＝［（移送厚－鋼板の板厚）／移送厚］×１００ Reduction rate of finish rolling = [(transfer thickness - plate thickness of steel plate) / transfer thickness] × 100
[直接焼入れ]
熱間圧延の終了後、速やかに水冷による直接焼入れが施される。直接焼入れによって、オーステナイトからα’マルテンサイトへの変態を促進させることができる。直接焼入れの開始温度は、フェライトの生成の抑制という観点から、Ａｒ３変態点以上である。直接焼入れの開始温度は、好ましくは６００℃以上、より好ましくは６５０℃以上である。一方、直接焼入れの開始温度は、例えば、１０００℃以下、又は９５０℃以下である。また、直接焼入れの終了温度は、α’マルテンサイトへの変態が開始するＭｓ点以下であることが望ましい。直接焼入れの終了温度は、本実施形態では、３５０℃以下である。直接焼入れの終了温度は、より好ましくは２００℃以下、さらに好ましくは１００℃以下である。直接焼入れの終了温度は室温であってもよい。また、冷却速度は、鋼板の板厚を考慮し、冷却水の水量密度によって制御され、１００℃／秒以下であってもよい。直接焼入れの冷却速度は、ベイナイトやフェライトの生成の抑制という観点から、３℃／秒以上である。直接焼入れの冷却速度は、より好ましくは５℃／秒以上であり、さらに好ましくは１０℃／秒以上である。なお、Ｍｓ点は、加熱後の急冷によってオーステナイトからマルテンサイトへの変態が開始する温度であり、体積変化から求めることができる。
[Direct quenching]
Direct quenching by water cooling is immediately applied after hot rolling. Direct quenching can accelerate the transformation from austenite to α' martensite. The starting temperature of direct quenching is the Ar3 transformation point or higher from the viewpoint of suppressing the generation of ferrite. The starting temperature of direct quenching is preferably 600° C. or higher, more preferably 650° C. or higher. On the other hand, the starting temperature of direct quenching is, for example, 1000° C. or lower, or 950° C. or lower. Moreover, the end temperature of direct quenching is desirably lower than the Ms point at which transformation to α' martensite starts. The finish temperature of direct quenching is 350° C. or lower in this embodiment. The finish temperature of direct quenching is more preferably 200° C. or lower, and still more preferably 100° C. or lower. The end temperature of direct quenching may be room temperature. Also, the cooling rate is controlled by the water volume density of the cooling water in consideration of the thickness of the steel sheet, and may be 100° C./sec or less. The cooling rate of direct quenching is 3° C./second or more from the viewpoint of suppressing the formation of bainite and ferrite. The cooling rate of direct quenching is more preferably 5° C./second or more, still more preferably 10° C./second or more. The Ms point is the temperature at which the transformation from austenite to martensite is initiated by rapid cooling after heating, and can be obtained from the volume change.
[中間熱処理]
鋼板の機械特性を改善するために、直接焼入れ後に熱処理を施し、残留オーステナイトの体積率や安定性、機械特性を調整することができる。具体的には、Ａｃ１変態点以上、Ａｃ３変態点未満の二相域温度で実施する中間熱処理と、焼戻し処理である。中間熱処理後の冷却は、ベイナイトやフェライトの生成を抑制するため、水冷が好ましく、冷却速度は３℃／秒以上、１００℃／秒以下であってよい。中間熱処理の冷却速度は、より好ましくは５℃／秒以上であり、さらに好ましくは１０℃／秒以上である。また、中間熱処理の冷却停止温度は、α’マルテンサイトへの変態が開始するＭｓ点以下であることが望ましい。中間熱処理の冷却停止温度は、本実施形態では、好ましくは３５０℃以下である。中間熱処理の冷却停止温度は、より好ましくは２００℃以下、さらに好ましくは１００℃以下である。中間熱処理の冷却停止温度は室温であってもよい。なお、Ａｃ１変態点は、昇温によってオーステナイトへの変態が開始する温度であり、加熱時の体積変化から求めることができる。
[Intermediate heat treatment]
In order to improve the mechanical properties of steel sheets, heat treatment can be applied after direct quenching to adjust the volume fraction of retained austenite, stability, and mechanical properties. Specifically, it is an intermediate heat treatment performed at a two-phase region temperature equal to or higher than the Ac1 transformation point and lower than the Ac3 transformation point, and a tempering treatment. Cooling after the intermediate heat treatment is preferably water cooling in order to suppress the formation of bainite and ferrite, and the cooling rate may be 3° C./second or more and 100° C./second or less. The cooling rate of the intermediate heat treatment is more preferably 5° C./second or more, still more preferably 10° C./second or more. Moreover, the cooling stop temperature of the intermediate heat treatment is desirably lower than the Ms point at which transformation to α' martensite starts. The cooling stop temperature of the intermediate heat treatment is preferably 350° C. or lower in this embodiment. The cooling stop temperature of the intermediate heat treatment is more preferably 200° C. or lower, still more preferably 100° C. or lower. The cooling stop temperature of the intermediate heat treatment may be room temperature. The Ac1 transformation point is the temperature at which the transformation to austenite starts due to temperature rise, and can be obtained from the volume change during heating.
[焼戻し処理]
直接焼入れ又は中間熱処理の後に、焼戻し処理を施すことができる。焼戻し処理によって、鋼板の機械特性が調整される。焼戻し処理の温度は、効果を得るために、好ましくは１００℃以上である。焼戻し処理の温度は、より好ましくは４００℃以上である。一方、焼戻し処理の加熱によって相変態が生じると特性の変化が大きくなるため、焼戻し処理の温度は、好ましくはＡｃ１未満である。焼戻し処理の温度は、より好ましくは５５０℃以下である。
[Tempering treatment]
A tempering treatment can be applied after direct quenching or intermediate heat treatment. The tempering treatment adjusts the mechanical properties of the steel sheet. The temperature of the tempering treatment is preferably 100° C. or higher in order to obtain the effect. The tempering temperature is more preferably 400° C. or higher. On the other hand, the temperature of the tempering treatment is preferably less than Ac1 because the change in properties becomes large when phase transformation occurs due to heating in the tempering treatment. The tempering temperature is more preferably 550° C. or less.
次に、本実施形態に係る鋼板が有する機械特性について説明する。 Next, the mechanical properties of the steel sheet according to this embodiment will be described.
[降伏強度（ＹＳ）]
本実施形態に係る鋼板は、構造物等に要求される強度を確保するために、降伏強度が７００Ｎ／ｍｍ2以上であると好ましい。降伏強度は、より好ましくは７５０Ｎ／ｍｍ2以上、さらに好ましくは８００Ｎ／ｍｍ2以上である。降伏強度の上限は特に限定されないが、優れた低温靭性を得るために、降伏強度は１１００Ｎ／ｍｍ2以下であることが好ましい。
[Yield strength (YS)]
The steel plate according to the present embodiment preferably has a yield strength of 700 N/mm 2 or more in order to ensure the strength required for structures and the like. Yield strength is more preferably 750 N/mm 2 or more, still more preferably 800 N/mm 2 or more. Although the upper limit of the yield strength is not particularly limited, the yield strength is preferably 1100 N/mm 2 or less in order to obtain excellent low temperature toughness.
[引張強度（ＴＳ）]
本実施形態に係る鋼板は、構造物等に要求される強度を確保するために、引張強度が８００Ｎ／ｍｍ2以上であると好ましい。引張強度は、より好ましくは９００Ｎ／ｍｍ2以上、さらに好ましくは１０００Ｎ／ｍｍ2以上である。引張強度の上限は特に限定されないが、優れた低温靭性を得るために、引張強度は１５００Ｎ／ｍｍ2以下であることが好ましい。
[Tensile strength (TS)]
The steel plate according to the present embodiment preferably has a tensile strength of 800 N/mm 2 or more in order to ensure the strength required for structures and the like. Tensile strength is more preferably 900 N/mm 2 or more, still more preferably 1000 N/mm 2 or more. Although the upper limit of the tensile strength is not particularly limited, the tensile strength is preferably 1500 N/mm 2 or less in order to obtain excellent low temperature toughness.
[伸び（ＥＬ）]
本実施形態に係る鋼板は、加工性の観点から、十分な延性を確保するために、伸びが３５％以上であると好ましい。伸びは、より好ましくは３８％以上、さらに好ましくは４０％以上である。伸びの上限は特に限定されないが、例えば、伸びは６０％以下であってよい。
[Elongation (EL)]
From the standpoint of workability, the steel sheet according to the present embodiment preferably has an elongation of 35% or more in order to ensure sufficient ductility. The elongation is more preferably 38% or more, still more preferably 40% or more. Although the upper limit of the elongation is not particularly limited, the elongation may be 60% or less, for example.
[吸収エネルギー（ＫＶ2）]
本実施形態に係る鋼板は、液体燃料のタンク等の低温用途に要求される低温靭性を確保するために、－１９６℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であると好ましい。－１９６℃におけるシャルピー吸収エネルギーは、より好ましくは１５０Ｊ以上、さらに好ましくは２００Ｊ以上である。－１９６℃におけるシャルピー吸収エネルギーの上限は特に限定されないが、例えば、４００Ｊ以下であってよい。
[Absorbed energy (KV 2 )]
The steel sheet according to the present embodiment preferably has a Charpy absorbed energy of 100 J or more at −196° C. in order to ensure low-temperature toughness required for low-temperature applications such as liquid fuel tanks. The Charpy absorbed energy at -196°C is more preferably 150 J or more, still more preferably 200 J or more. Although the upper limit of the Charpy absorbed energy at -196°C is not particularly limited, it may be, for example, 400 J or less.
以下に本発明の実施例を示すが、以下に示す実施例は本発明の一例であり、本発明は以下に説明する実施例に制限されるものではない。 Examples of the present invention are shown below, but the examples shown below are examples of the present invention, and the present invention is not limited to the examples described below.
転炉による鋼の溶製、連続鋳造によって製造された鋼片は、室温まで冷却され、再加熱されて、熱間圧延が施された。表１に示される化学成分は、鋼板から採取された試料を用いて化学分析を行い、求められたものである。また、表１に示されるＡｒ３変態点、Ａｃ１変態点、Ａｃ３変態点、Ｍｓ点は鋼板から採取された試料を用いて、加熱及び冷却による体積変化から求められた。Ａｃ１変態点及びＡｃ３変態点は、加熱速度を１０℃／ｓとし、１１００℃まで加熱する条件で測定された。１１００℃で６００ｓ保持した後、Ａｒ３変態点の測定は、冷却速度を５℃／ｓとして行われた。Ｍｓ点の測定は、１１００℃で６００ｓ保持した後、冷却速度を５０℃／ｓとして行われた。表２には製造条件が示されている。表２及び表３において、「直接焼入」と記載される場合は、熱間圧延後にそのまま加速冷却を施したことを意味し、「再加熱焼入」と記載される場合は、熱間圧延後に一旦空冷して室温まで冷却した後に再加熱及び焼入れを施したことを意味する。 A steel slab produced by melting steel in a converter and continuous casting was cooled to room temperature, reheated, and subjected to hot rolling. The chemical compositions shown in Table 1 were obtained by chemical analysis using samples collected from steel sheets. Also, the Ar3 transformation point, Ac1 transformation point, Ac3 transformation point, and Ms point shown in Table 1 were obtained from volume changes due to heating and cooling using samples taken from steel sheets. The Ac1 transformation point and the Ac3 transformation point were measured under the conditions of heating up to 1100°C at a heating rate of 10°C/s. After holding at 1100° C. for 600 s, the Ar3 transformation point was measured with a cooling rate of 5° C./s. The Ms point was measured at 1100° C. for 600 seconds and then cooled at a cooling rate of 50° C./s. Table 2 shows manufacturing conditions. In Tables 2 and 3, "direct quenching" means that accelerated cooling was performed directly after hot rolling, and "reheating and quenching" means hot rolling. It means that the steel was air-cooled once, cooled to room temperature, and then reheated and quenched.
金属組織の体積率及び円相当直径の測定には、鋼板の圧延幅方向に垂直断面を観察面、板厚方向で表面から板厚の１／４の位置を観察部位の中心とする試料が使用された。観察面には電解研磨が施され、ＥＢＳＤによって、フェライト、残留オーステナイト及びεマルテンサイトの体積率が、各相の面積率から求められた。残留オーステナイトの円相当直径は、ＥＢＳＤによって求められた残留オーステナイトの面積及び個数から算出された。α’マルテンサイト及びベイナイトは、フェライト、残留オーステナイト及びεマルテンサイトの残部である。α’マルテンサイトとベイナイトとの判別にはＳＥＭが用いられ、各相の面積率から、α’マルテンサイト及びベイナイトの体積率が求められた。さらに、α’マルテンサイトの円相当直径は、１５°方位差のある境界を粒界として測定された結晶粒の個数及び面積から求めた。旧オーステナイトの円相当直径及びアスペクト比は、鋼板の表面から板厚の１／４の位置において、鋼板の圧延の幅方向に垂直な面を観察面とし、観察面にアルミナ研磨及びナイタールによる腐食が施された試料を用いて測定された。旧オーステナイトの円相当直径及びアスベクト比は、上述のようにして光学顕微鏡の観察によって測定された。残留γによる旧γ粒界の占積率は、鋼板の表面から板厚の１／４の位置において、ＳＥＭとＥＢＳＤとを併用し、上述のようにして測定された。 To measure the volume fraction of the metal structure and equivalent circle diameter, use a sample whose observation plane is the cross section perpendicular to the rolling width direction of the steel sheet, and whose center of observation is the position 1/4 of the thickness from the surface in the thickness direction. was done. Electropolishing was performed on the observed surface, and the volume ratios of ferrite, retained austenite, and ε-martensite were determined from the area ratios of each phase by EBSD. The equivalent circle diameter of retained austenite was calculated from the area and the number of retained austenite obtained by EBSD. α'-martensite and bainite are the remainder of ferrite, retained austenite and ε-martensite. SEM was used to discriminate between α' martensite and bainite, and the volume fractions of α' martensite and bainite were obtained from the area fractions of each phase. Furthermore, the circle-equivalent diameter of α' martensite was obtained from the number and area of crystal grains measured with a boundary having a misorientation of 15° as the grain boundary. The circle-equivalent diameter and aspect ratio of the prior austenite were measured at a position 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel plate, and the surface perpendicular to the rolling width direction of the steel plate was used as the observation surface. Measured using applied samples. The equivalent circle diameter and aspect ratio of the prior austenite were measured by optical microscope observation as described above. The space factor of prior γ grain boundaries due to retained γ was measured at a position 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel sheet using both SEM and EBSD as described above.
[引張試験]
鋼板の引張特性を評価する引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠し、鋼板の板幅方向を長手方向とし、鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／２の部位から採取された、２本の４号試験片を用いて行われた。降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）及び伸び（ＥＬ）は、それぞれ、２本の試験片の平均値（相加平均）である。
[Tensile test]
The tensile test for evaluating the tensile properties of the steel sheet conforms to JIS Z 2241: 2011, with the width direction of the steel sheet as the longitudinal direction, and the thickness direction from the surface of the steel sheet. , was carried out using two No. 4 specimens. Yield strength (YS), tensile strength (TS) and elongation (EL) are each the average value (arithmetic mean) of two test pieces.
[シャルピー衝撃試験]
シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２０１８に準拠し、３本のＶノッチ試験片を用いて行われ、吸収エネルギーが測定された。試験片は、鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／２の位置において、圧延方向を長手方向とし、板幅方向に亀裂が伝播するようにＶノッチを入れた。試験温度は－１９６℃である。吸収エネルギー（ＫＶ2）は、このようにして測定された３本の試験片の吸収エネルギーの平均値（相加平均）である。
[Charpy impact test]
The Charpy impact test was performed using three V-notch test pieces in accordance with JIS Z 2242:2018, and absorbed energy was measured. The test piece was formed with a V notch at a position half the thickness from the surface of the steel sheet in the thickness direction so that cracks propagated in the width direction with the rolling direction as the longitudinal direction. The test temperature is -196°C. The absorbed energy (KV 2 ) is the average value (arithmetic mean) of the absorbed energies of the three test pieces thus measured.
発明例の鋼は、引張強度が８００Ｎ／ｍｍ2以上であり、－１９６℃におけるシャルピー吸収エネルギーは１００Ｊ以上である。 The steels of the invention examples have a tensile strength of 800 N/mm 2 or more and a Charpy absorbed energy of 100 J or more at -196°C.
本発明は化学組成と金属組織とを適切に制御することによって、強度と靭性に優れた鋼板を提供するものである。鋼板としては、３ｍｍ程度から２００ｍｍ程度までの多様な板厚で幅５ｍ程度、長さ５０ｍ程度に製造することが可能であり、極めて大型の構造部材として用いることができる。本発明の高強度かつ高靭性の低温用厚鋼板は、陸上のＬＮＧ貯蔵タンク、船舶用のＬＮＧ貯蔵タンク、液体水素やエタン、ブタン、ＬＰＧなどの極低温燃料等の貯蔵タンクに利用できる。また、同様な特性を持つ鋼管、形鋼を製造することもできる。 The present invention provides a steel sheet excellent in strength and toughness by appropriately controlling the chemical composition and metallographic structure. The steel plate can be manufactured in a variety of thicknesses from about 3 mm to about 200 mm, with a width of about 5 m and a length of about 50 m, and can be used as a very large structural member. The high-strength and high-toughness steel plate for low temperature use of the present invention can be used for LNG storage tanks on land, LNG storage tanks for ships, and storage tanks for cryogenic fuels such as liquid hydrogen, ethane, butane, and LPG. It is also possible to manufacture steel pipes and shaped steels with similar characteristics.
Claims (4)
Ｃ：０．０３％以上、０．１２％以下、
Ｍｎ：６．０％以上、１３．０％以下、
Ｓｉ：０％以上、１．５０％以下、
Ａｌ：０％以上、０．３０％以下、
Ｃｕ：０％以上、１．００％以下、
Ｎｉ：０％以上、１．００％以下、
Ｃｏ：０％以上、１．００％以下、
Ｃｒ：０％以上、１．００％以下、
Ｍｏ：０％以上、１．００％以下、
Ｗ：０％以上、１．００％以下、
Ｂ：０％以上、０．０１００％以下、
Ｎｂ：０％以上、０．１００％以下、
Ｖ：０％以上、０．１００％以下、
Ｔｉ：０％以上、０．１００％以下、
Ｚｒ：０％以上、０．１００％以下、
Ｈｆ：０％以上、０．１００％以下、
Ｔａ：０％以上、０．１００％以下、
Ｍｇ：０％以上、０．０１００％以下、
Ｃａ：０％以上、０．０１００％以下、及び
ＲＥＭ：０％以上、０．０１００％以下
を含有し、
Ｐ：０．０１０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、及び
Ｏ：０．００５０％以下
であり、残部がＦｅ及び不純物からなり、
金属組織が、体積％で、８０％以上のα’マルテンサイト、７％以上、１５％以下の残留オーステナイトを含み、残部組織が、存在する場合は、体積％で、５％以下のベイナイト、５％以下のフェライト、１０％以下のεマルテンサイトからなり、
前記α’マルテンサイトの円相当直径は０．１μｍ以上、５．０μｍ以下であり、
前記残留オーステナイトの円相当直径は０．０１μｍ以上、２．５０μｍ以下であり、
旧オーステナイトの円相当直径は２００μｍ以下であり、かつ、旧オーステナイトのアスペクト比は１以上、５０以下であり、
前記残留オーステナイトによる前記旧オーステナイトの粒界占積率は４０％以上、１００％以下である、鋼板。 in % by mass,
C: 0.03% or more and 0.12% or less,
Mn: 6.0% or more and 13.0% or less,
Si: 0% or more and 1.50% or less,
Al: 0% or more and 0.30% or less,
Cu: 0% or more and 1.00% or less,
Ni: 0% or more and 1.00% or less,
Co: 0% or more and 1.00% or less,
Cr: 0% or more and 1.00% or less,
Mo: 0% or more and 1.00% or less,
W: 0% or more and 1.00% or less,
B: 0% or more and 0.0100% or less,
Nb: 0% or more and 0.100% or less,
V: 0% or more and 0.100% or less,
Ti: 0% or more and 0.100% or less,
Zr: 0% or more and 0.100% or less,
Hf: 0% or more and 0.100% or less,
Ta: 0% or more and 0.100% or less,
Mg: 0% or more and 0.0100% or less,
Ca: 0% or more and 0.0100% or less, and REM: 0% or more and 0.0100% or less,
P: 0.010% or less,
S: 0.0050% or less,
N: 0.0100% or less, O: 0.0050% or less, the balance being Fe and impurities,
The metallographic structure contains, by volume %, not less than 80% α' martensite, not less than 7% and not more than 15% retained austenite, and the balance structure, if present, not more than 5% bainite, by volume %. % or less ferrite and 10% or less ε-martensite,
The circle equivalent diameter of the α' martensite is 0.1 μm or more and 5.0 μm or less,
The equivalent circle diameter of the retained austenite is 0.01 μm or more and 2.50 μm or less,
The equivalent circle diameter of the prior austenite is 200 μm or less, and the aspect ratio of the prior austenite is 1 or more and 50 or less,
The steel sheet, wherein the grain boundary space factor of the prior austenite due to the retained austenite is 40% or more and 100% or less.
Ｃｕ：０．１０％以上、１．００％以下、
Ｎｉ：０．１０％以上、１．００％以下、
Ｃｏ：０．１０％以上、１．００％以下、
Ｃｒ：０．１０％以上、１．００％以下、
Ｍｏ：０．１０％以上、１．００％以下、
Ｗ：０．１０％以上、１．００％以下、
Ｂ：０．０００２％以上、０．０１００％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上、０．１００％以下、
Ｖ：０．００５％以上、０．１００％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上、０．１００％以下、
Ｚｒ：０．００５％以上、０．１００％以下、
Ｈｆ：０．００５％以上、０．１００％以下、及び
Ｔａ：０．００５％以上、０．１００％以下
のうち１種又は２種以上を含有する、請求項１又は請求項２に記載の鋼板。 in % by mass,
Cu: 0.10% or more and 1.00% or less,
Ni: 0.10% or more and 1.00% or less,
Co: 0.10% or more and 1.00% or less,
Cr: 0.10% or more and 1.00% or less,
Mo: 0.10% or more and 1.00% or less,
W: 0.10% or more and 1.00% or less,
B: 0.0002% or more and 0.0100% or less,
Nb: 0.005% or more and 0.100% or less,
V: 0.005% or more and 0.100% or less,
Ti: 0.005% or more and 0.100% or less,
Zr: 0.005% or more and 0.100% or less,
Hf: 0.005% or more and 0.100% or less, and Ta: 0.005% or more and 0.100% or less. steel plate.
Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、
Ｃａ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、及び
ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．０１００％以下
のうち１種又は２種以上を含有する、請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の鋼板。 in % by mass,
Mg: 0.0001% or more and 0.0100% or less,
Any one of claims 1 to 3, containing one or more of Ca: 0.0001% or more and 0.0100% or less, and REM: 0.0001% or more and 0.0100% or less The steel plate according to item 1.
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