WO2021156925A1 - Thick steel sheet - Google Patents

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WO2021156925A1
WO2021156925A1 PCT/JP2020/003986 JP2020003986W WO2021156925A1 WO 2021156925 A1 WO2021156925 A1 WO 2021156925A1 JP 2020003986 W JP2020003986 W JP 2020003986W WO 2021156925 A1 WO2021156925 A1 WO 2021156925A1
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仁秀 吉村
崇之 加賀谷
洋志 熊谷
史寿 高峰
仁志 古谷
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日本製鉄株式会社
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    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips

Abstract

Provided is a thick steel sheet characterized by: comprising a predetermined chemical composition; containing a structure in which the coarse grain diameter of each of crystal grains surrounded by a boundary having a misorientation of 15° or more is 45 μm or less and the average grain diameter of the crystal grains is 25 μm or less; having tensile strength of 580 to 730 MPa; and having a thickness of 70 mm or more.

Description

厚鋼板Thick steel plate
 本発明は、厚鋼板に関し、より詳しくは70mm以上の板厚を有する高強度の厚鋼板であって、例えば、橋梁、建築、造船及び圧力容器等の構造体に使用するのに有用な低温靱性に優れた厚鋼板に関する。 The present invention relates to a thick steel sheet, more particularly a high-strength thick steel sheet having a plate thickness of 70 mm or more, and has low temperature toughness useful for use in structures such as bridges, buildings, shipbuilding and pressure vessels. Regarding excellent thick steel sheets.
 橋梁、建築、造船及び圧力容器等の構造体は高度の安全性が求められることなどから、これらの構造体に使用される厚鋼板に対しては、強度に加えて低温靭性が要求されることが多い。これに関連して、従来技術においても、これらの構造体において使用するための種々の厚鋼板及びその製造方法が提案されている(特許文献1~10等を参照)。 Since structures such as bridges, buildings, shipbuilding and pressure vessels are required to have a high degree of safety, the thick steel plates used for these structures are required to have low temperature toughness in addition to strength. There are many. In connection with this, various thick steel sheets for use in these structures and methods for manufacturing the same have been proposed in the prior art as well (see Patent Documents 1 to 10 and the like).
 例えば、特許文献1では、質量%で、C:0.03~0.20%、Si:0.05~0.60%、Mn:0.3~2.0%、P:0.015%以下、S:0.003%以下、Al:0.07%以下、N:0.01%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼組成と、ポリゴナルフェライト相と上部ベイナイト相の混合組織であって、ポリゴナルフェライト相の面積分率が10~45%、平均結晶粒径が18μm以下、結晶粒径の標準偏差が8μm以下で、上部ベイナイト相中の島状マルテンサイトの面積分率が5%以下となるミクロ組織を備えたことを特徴とする高強度厚鋼板が記載されている。また、特許文献1では、上記の構成によれば、引張強度590MPa以上で、低温靭性および全伸びに優れた板厚12mm以上の厚鋼板が得られると記載されている。 For example, in Patent Document 1, in terms of mass%, C: 0.03 to 0.20%, Si: 0.05 to 0.60%, Mn: 0.3 to 2.0%, P: 0.015%. Hereinafter, a steel composition containing S: 0.003% or less, Al: 0.07% or less, N: 0.01% or less, and the balance consisting of Fe and unavoidable impurities, and a polygonal ferrite phase and an upper bainite phase. The area fraction of the polygonal ferrite phase is 10 to 45%, the average crystal grain size is 18 μm or less, the standard deviation of the crystal grain size is 8 μm or less, and the area of island martensite in the upper bainite phase. A high-strength thick steel plate characterized by having a microstructure having a ratio of 5% or less is described. Further, Patent Document 1 describes that according to the above configuration, a thick steel sheet having a tensile strength of 590 MPa or more and excellent low temperature toughness and total elongation can be obtained with a plate thickness of 12 mm or more.
 特許文献2では、所定の化学組成を有する鋼を、加熱後圧延してAr3点以上の温度域で圧延を終了し、圧延後、板厚平均温度がAr3点以上の状態から、板厚平均温度が500℃以下となるまで、2℃/秒以上の平均冷却速度で冷却を行い、次いで、焼戻しを、最高到達温度を500℃以上とし、加熱速度が500℃以上の温度範囲において0.5℃/秒以上とし、かつ、焼戻しパラメーターTPが所定の条件を満たすように行うことを特徴とする高張力鋼の製造方法が記載されている。また、特許文献2では、vTs(延性脆性破面遷移温度)による靭性の評価がvTs=-104℃である板厚100mmで引張強度が590MPa以上の厚鋼板が具体的に開示されている。 In Patent Document 2, a steel having a predetermined chemical composition is heated and then rolled to finish rolling in a temperature range of Ar 3 points or more, and after rolling, the plate thickness is changed from a state where the average plate thickness temperature is Ar 3 points or more. Cooling is performed at an average cooling rate of 2 ° C./sec or higher until the average temperature is 500 ° C. or lower, and then tempering is performed in a temperature range where the maximum temperature reached is 500 ° C. or higher and the heating rate is 500 ° C. or higher. A method for producing high-strength steel is described, characterized in that the temperature is 5 ° C./sec or higher and the tempering parameter TP satisfies a predetermined condition. Further, Patent Document 2 specifically discloses a thick steel plate having a plate thickness of 100 mm and a tensile strength of 590 MPa or more, in which the evaluation of toughness by vTs (diffusive brittle fracture surface transition temperature) is vTs = −104 ° C.
特開2011-195883号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 2011-195883 特開2002-241837号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 2002-241837 特開平11-131177号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 11-131177 特許第6024928号公報Japanese Patent No. 6024928 特開2007-217772号公報JP-A-2007-217772 特許第5949023号公報Japanese Patent No. 5949023 特開2018-131678号公報JP-A-2018-131678 国際公開第2015/162939号International Publication No. 2015/162939 国際公開第2017/135179号International Publication No. 2017/135179 特開2018-012853号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 2018-012853
 橋梁、建築、造船及び圧力容器等の構造体においては、溶接で生じた残留応力を除去又は緩和等するために溶接後熱処理(PWHT)が一般に行われる。近年、これらの構造体の大型化や過酷な使用環境などを考慮し、鋼板の厚肉化(板厚70mm以上、さらには100mm以上)に加えて、PWHT後の鋼板の強度及び低温靱性を向上させることも求められている。 In structures such as bridges, buildings, shipbuilding and pressure vessels, post-welding heat treatment (PWHT) is generally performed to remove or alleviate residual stress generated by welding. In recent years, in consideration of the increase in size of these structures and the harsh usage environment, in addition to thickening the steel sheet (thickness of 70 mm or more, further 100 mm or more), the strength and low temperature toughness of the steel sheet after PWHT have been improved. It is also required to let them do it.
 とりわけ、低温靱性の低下による脆性破壊は、瞬時に構造体全体を崩壊させ得るため、避けるべき破壊形態である。しかしながら、PWHT後には不純物元素の濃化や合金炭化物の粗大化等により低温靱性が低下する傾向があるため、PWHT後の低温靱性を向上させることは一般に困難である。 In particular, brittle fracture due to a decrease in low temperature toughness is a fracture form that should be avoided because the entire structure can be collapsed instantly. However, it is generally difficult to improve the low temperature toughness after PWHT because the low temperature toughness tends to decrease due to the concentration of impurity elements and the coarsening of alloy carbides after PWHT.
 本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、その目的とするところは、厚鋼板、より具体的には高強度の厚鋼板においてPWHT後の低温靱性を改善することにある。 The present invention has been made in view of such circumstances, and an object of the present invention is to improve low temperature toughness after PWHT in thick steel sheets, more specifically, high-strength thick steel sheets.
 本発明者らは、上記目的を達成するために、厚鋼板の化学組成及び製造条件について検討を行った。その結果、本発明者らは、厚鋼板の化学組成を所定の範囲内としつつ、熱間圧延前の熱処理、熱間圧延、及び/又は熱間圧延後の冷却速度等を適切なものとすることにより、高強度の厚鋼板において結晶粒を微細化してPWHT後の低温靭性を向上させることができることを見出し、本発明を完成させた。 The present inventors examined the chemical composition and manufacturing conditions of the thick steel sheet in order to achieve the above object. As a result, the present inventors make the heat treatment before hot rolling, the hot rolling, and / or the cooling rate after hot rolling appropriate, while keeping the chemical composition of the thick steel sheet within a predetermined range. As a result, it has been found that the crystal grains can be refined in a high-strength thick steel sheet to improve the low-temperature toughness after PWHT, and the present invention has been completed.
 上記目的を達成し得た厚鋼板は、以下のとおりである。
 (1)質量%で、
 C:0.050~0.130%、
 Si:0.100~0.600%、
 Mn:1.100~1.800%、
 P:0.0200%以下、
 S:0.0100%以下、
 Mo:0.050~0.500%、
 V:0.005~0.100%、
 Nb:0~0.100%、
 Al:0.001~0.120%(ただし、[Al]×[N]<3.2×10-4の場合にはAl:0.001~0.080%、ここで、[Al]及び[N]はそれぞれAl及びNの含有量(質量%)である)、
 B:0~0.0030%、
 N:0.0100%以下、
 O:0.0100%以下、
 Cu:0~0.500%、
 Ni:0~0.800%、
 Cr:0~0.50%、
 W:0~0.50%、
 Ti:0~0.100%(ただし、B含有量が0.0003%以上の場合にはTi:0.005~0.100%)、
 Sn:0~0.050%、
 Ca:0~0.0050%、
 Mg:0~0.0050%、
 REM:0~0.0100%、並びに
 残部:Fe及び不純物からなる化学組成を含み、
 方位差15°以上の境界で囲まれた結晶粒の粗大粒径が45μm以下であり、かつ前記結晶粒の平均粒径が25μm以下である組織を含み、
 580~730MPaの引張強度を有し、
 70mm以上の板厚を有することを特徴とする、厚鋼板。
 (2)400MPa以上の降伏強度を有することを特徴とする、上記(1)に記載の厚鋼板。
 (3)前記化学組成が、質量%で、
 C:0.050~0.130%、
 Si:0.100~0.600%、
 Mn:1.100~1.800%、
 P:0.0200%以下、
 S:0.0100%以下、
 Mo:0.050~0.500%、
 V:0.005~0.100%、
 Nb:0.005~0.100%、
 Al:0.001~0.080%、
 B:0.0003%未満、
 N:0.0100%以下、
 O:0.0100%以下、
 Cu:0~0.500%、
 Ni:0~0.800%、
 Cr:0~0.50%、
 W:0~0.50%、
 Ti:0~0.100%、
 Sn:0~0.050%、
 Ca:0~0.0050%、
 Mg:0~0.0050%、
 REM:0~0.0100%、並びに
 残部:Fe及び不純物からなることを特徴とする、上記(1)又は(2)に記載の厚鋼板。
 (4)前記化学組成が、質量%で、
 Cu:0.050~0.500%、
 Ni:0.100~0.800%、
 Cr:0.05~0.50%、
 W:0.05~0.50%、
 Ti:0.005~0.100%、
 Sn:0.005~0.050%、
 Ca:0.0005~0.0050%、
 Mg:0.0005~0.0050%、及び
 REM:0.0005~0.0100%
からなる群から選択される1種又は2種以上を含むことを特徴とする、上記(3)に記載の厚鋼板。
 (5)前記化学組成が、質量%で、
 C:0.050~0.130%、
 Si:0.100~0.600%、
 Mn:1.100~1.800%、
 P:0.0200%以下、
 S:0.0100%以下、
 Mo:0.050~0.500%、
 V:0.005~0.100%、
 Nb:0.005~0.100%、
 Al:0.001~0.080%、
 B:0.0003~0.0030%、
 N:0.0100%以下、
 O:0.0100%以下、
 Cu:0~0.500%、
 Ni:0~0.800%、
 Cr:0~0.50%、
 W:0~0.50%、
 Ti:0.005~0.100%、
 Sn:0~0.050%、
 Ca:0~0.0050%、
 Mg:0~0.0050%、
 REM:0~0.0100%、並びに
 残部:Fe及び不純物からなることを特徴とする、上記(1)又は(2)に記載の厚鋼板。
 (6)前記化学組成が、質量%で、
 Cu:0.050~0.500%、
 Ni:0.100~0.800%、
 Cr:0.05~0.50%、
 W:0.05~0.50%、
 Sn:0.005~0.050%、
 Ca:0.0005~0.0050%、
 Mg:0.0005~0.0050%、及び
 REM:0.0005~0.0100%
からなる群から選択される1種又は2種以上を含むことを特徴とする、上記(5)に記載の厚鋼板。
 (7)前記化学組成が、質量%で、
 C:0.050~0.130%、
 Si:0.100~0.600%、
 Mn:1.100~1.800%、
 P:0.0200%以下、
 S:0.0100%以下、
 Mo:0.050~0.500%、
 V:0.005~0.100%、
 Nb:0~0.100%、
 Al:0.081~0.120%、
 B:0.0003%未満、
 N:0.0100%以下、
 O:0.0100%以下、
 Cu:0~0.500%、
 Ni:0~0.800%、
 Cr:0~0.50%、
 W:0~0.50%、
 Ti:0~0.100%、
 Sn:0~0.050%、
 Ca:0~0.0050%、
 Mg:0~0.0050%、
 REM:0~0.0100%、並びに
 残部:Fe及び不純物からなり、
 [Al]×[N]≧3.2×10-4(ここで、[Al]及び[N]はそれぞれAl及びNの含有量(質量%)である)を満足することを特徴とする、上記(1)又は(2)に記載の厚鋼板。
 (8)前記化学組成が、質量%で、
 Nb:0.005~0.100%、
 Cu:0.050~0.500%、
 Ni:0.100~0.800%、
 Cr:0.05~0.50%、
 W:0.05~0.50%、
 Ti:0.005~0.100%、
 Sn:0.005~0.050%、
 Ca:0.0005~0.0050%、
 Mg:0.0005~0.0050%、及び
 REM:0.0005~0.0100%
からなる群から選択される1種又は2種以上を含むことを特徴とする、上記(7)に記載の厚鋼板。
 (9)前記化学組成が、質量%で、
 C:0.050~0.130%、
 Si:0.100~0.600%、
 Mn:1.100~1.800%、
 P:0.0200%以下、
 S:0.0100%以下、
 Mo:0.050~0.500%、
 V:0.005~0.100%、
 Al:0.001~0.080%、
 N:0.0100%以下、
 O:0.0100%以下、
 Cu:0~0.500%、
 Ni:0~0.800%、
 Cr:0~0.50%、
 W:0~0.50%、
 Ti:0.005~0.100%、
 Sn:0~0.050%、
 Ca:0~0.0050%、
 Mg:0~0.0050%、
 REM:0~0.0100%、並びに
 残部:Fe及び不純物からなることを特徴とする、上記(1)又は(2)に記載の厚鋼板。
 (10)前記化学組成が、質量%で、
 Cu:0.050~0.500%、
 Ni:0.100~0.800%、
 Cr:0.05~0.50%、
 W:0.05~0.50%、
 Sn:0.005~0.050%、
 Ca:0.0005~0.0050%、
 Mg:0.0005~0.0050%、及び
 REM:0.0005~0.0100%
からなる群から選択される1種又は2種以上を含むことを特徴とする、上記(9)に記載の厚鋼板。
The thick steel sheets that have achieved the above objectives are as follows.
(1) By mass%
C: 0.050 to 0.130%,
Si: 0.100 to 0.600%,
Mn: 1.100 to 1.800%,
P: 0.0200% or less,
S: 0.0100% or less,
Mo: 0.050 to 0.500%,
V: 0.005 to 0.100%,
Nb: 0 to 0.100%,
Al: 0.001 to 0.120% (However, in the case of [Al] × [N] <3.2 × 10 -4 , Al: 0.001 to 0.080%, where [Al] and [N] is the content (mass%) of Al and N, respectively),
B: 0 to 0.0030%,
N: 0.0100% or less,
O: 0.0100% or less,
Cu: 0 to 0.500%,
Ni: 0 to 0.800%,
Cr: 0 to 0.50%,
W: 0 to 0.50%,
Ti: 0 to 0.100% (however, when the B content is 0.0003% or more, Ti: 0.005 to 0.100%),
Sn: 0 to 0.050%,
Ca: 0 to 0.0050%,
Mg: 0 to 0.0050%,
REM: 0 to 0.0100%, and balance: containing a chemical composition consisting of Fe and impurities.
It contains a structure in which the coarse particle size of the crystal grains surrounded by the boundary having an orientation difference of 15 ° or more is 45 μm or less and the average particle size of the crystal grains is 25 μm or less.
It has a tensile strength of 580 to 730 MPa and has a tensile strength of 580 to 730 MPa.
A thick steel plate having a plate thickness of 70 mm or more.
(2) The thick steel sheet according to (1) above, which has a yield strength of 400 MPa or more.
(3) The chemical composition is mass%.
C: 0.050 to 0.130%,
Si: 0.100 to 0.600%,
Mn: 1.100 to 1.800%,
P: 0.0200% or less,
S: 0.0100% or less,
Mo: 0.050 to 0.500%,
V: 0.005 to 0.100%,
Nb: 0.005 to 0.100%,
Al: 0.001 to 0.080%,
B: Less than 0.0003%,
N: 0.0100% or less,
O: 0.0100% or less,
Cu: 0 to 0.500%,
Ni: 0 to 0.800%,
Cr: 0 to 0.50%,
W: 0 to 0.50%,
Ti: 0 to 0.100%,
Sn: 0 to 0.050%,
Ca: 0 to 0.0050%,
Mg: 0 to 0.0050%,
The thick steel sheet according to (1) or (2) above, which comprises REM: 0 to 0.0100%, and the balance: Fe and impurities.
(4) The chemical composition is mass%.
Cu: 0.050 to 0.500%,
Ni: 0.100 to 0.800%,
Cr: 0.05 to 0.50%,
W: 0.05 to 0.50%,
Ti: 0.005 to 0.100%,
Sn: 0.005 to 0.050%,
Ca: 0.0005 to 0.0050%,
Mg: 0.0005 to 0.0050%, and REM: 0.0005 to 0.0100%
The thick steel sheet according to (3) above, which comprises one kind or two or more kinds selected from the group consisting of.
(5) The chemical composition is mass%.
C: 0.050 to 0.130%,
Si: 0.100 to 0.600%,
Mn: 1.100 to 1.800%,
P: 0.0200% or less,
S: 0.0100% or less,
Mo: 0.050 to 0.500%,
V: 0.005 to 0.100%,
Nb: 0.005 to 0.100%,
Al: 0.001 to 0.080%,
B: 0.0003 to 0.0030%,
N: 0.0100% or less,
O: 0.0100% or less,
Cu: 0 to 0.500%,
Ni: 0 to 0.800%,
Cr: 0 to 0.50%,
W: 0 to 0.50%,
Ti: 0.005 to 0.100%,
Sn: 0 to 0.050%,
Ca: 0 to 0.0050%,
Mg: 0 to 0.0050%,
The thick steel sheet according to (1) or (2) above, which comprises REM: 0 to 0.0100%, and the balance: Fe and impurities.
(6) The chemical composition is mass%.
Cu: 0.050 to 0.500%,
Ni: 0.100 to 0.800%,
Cr: 0.05 to 0.50%,
W: 0.05 to 0.50%,
Sn: 0.005 to 0.050%,
Ca: 0.0005 to 0.0050%,
Mg: 0.0005 to 0.0050%, and REM: 0.0005 to 0.0100%
The thick steel sheet according to (5) above, which comprises one kind or two or more kinds selected from the group consisting of.
(7) The chemical composition is mass%.
C: 0.050 to 0.130%,
Si: 0.100 to 0.600%,
Mn: 1.100 to 1.800%,
P: 0.0200% or less,
S: 0.0100% or less,
Mo: 0.050 to 0.500%,
V: 0.005 to 0.100%,
Nb: 0 to 0.100%,
Al: 0.081 to 0.120%,
B: Less than 0.0003%,
N: 0.0100% or less,
O: 0.0100% or less,
Cu: 0 to 0.500%,
Ni: 0 to 0.800%,
Cr: 0 to 0.50%,
W: 0 to 0.50%,
Ti: 0 to 0.100%,
Sn: 0 to 0.050%,
Ca: 0 to 0.0050%,
Mg: 0 to 0.0050%,
REM: 0-0.0100%, and balance: Fe and impurities
It is characterized by satisfying [Al] × [N] ≧ 3.2 × 10 -4 (where [Al] and [N] are the contents (mass%) of Al and N, respectively). The thick steel plate according to (1) or (2) above.
(8) The chemical composition is mass%.
Nb: 0.005 to 0.100%,
Cu: 0.050 to 0.500%,
Ni: 0.100 to 0.800%,
Cr: 0.05 to 0.50%,
W: 0.05 to 0.50%,
Ti: 0.005 to 0.100%,
Sn: 0.005 to 0.050%,
Ca: 0.0005 to 0.0050%,
Mg: 0.0005 to 0.0050%, and REM: 0.0005 to 0.0100%
The thick steel sheet according to (7) above, which comprises one kind or two or more kinds selected from the group consisting of.
(9) The chemical composition is mass%.
C: 0.050 to 0.130%,
Si: 0.100 to 0.600%,
Mn: 1.100 to 1.800%,
P: 0.0200% or less,
S: 0.0100% or less,
Mo: 0.050 to 0.500%,
V: 0.005 to 0.100%,
Al: 0.001 to 0.080%,
N: 0.0100% or less,
O: 0.0100% or less,
Cu: 0 to 0.500%,
Ni: 0 to 0.800%,
Cr: 0 to 0.50%,
W: 0 to 0.50%,
Ti: 0.005 to 0.100%,
Sn: 0 to 0.050%,
Ca: 0 to 0.0050%,
Mg: 0 to 0.0050%,
The thick steel sheet according to (1) or (2) above, which comprises REM: 0 to 0.0100%, and the balance: Fe and impurities.
(10) The chemical composition is mass%.
Cu: 0.050 to 0.500%,
Ni: 0.100 to 0.800%,
Cr: 0.05 to 0.50%,
W: 0.05 to 0.50%,
Sn: 0.005 to 0.050%,
Ca: 0.0005 to 0.0050%,
Mg: 0.0005 to 0.0050%, and REM: 0.0005 to 0.0100%
The thick steel sheet according to (9) above, which comprises one kind or two or more kinds selected from the group consisting of.
 本発明によれば、高強度の厚鋼板においてPWHT後の低温靱性を顕著に改善することができる。 According to the present invention, the low temperature toughness after PWHT can be remarkably improved in a high-strength thick steel sheet.
<厚鋼板>
 本発明の厚鋼板は、高強度の厚鋼板、より具体的には580~730MPaの引張強度、特には溶接後熱処理(PWHT)に相当する650℃×15時間の熱処理を行った場合に580~730MPaの引張強度を有する厚鋼板において、結晶粒を微細化してPWHT後の低温靭性を向上させたものである。ここで、本発明において、結晶粒とは、電子線後方散乱回折法(EBSD)で結晶方位を測定した場合に、隣接する粒の方位差が15°以上の境界で囲まれた領域をいうものである。また、後で詳しく説明するが、本発明において、粗大粒径及び平均粒径とは、上記EBSDによって測定された各結晶粒の円相当直径等に基づいて算出される粒径をいうものである。本発明の厚鋼板は、以下に示す具体的な実施形態によって実現することが可能である。以下、本発明の厚鋼板を実現するための具体的な実施形態1~4についてより詳しく説明するが、これらの説明は、本発明の好ましい実施形態の単なる例示を意図するものであって、本発明をこのような特定の実施形態に限定することを意図するものではない。
<Thick steel plate>
The thick steel sheet of the present invention is a high-strength thick steel sheet, more specifically, a tensile strength of 580 to 730 MPa, particularly 580 to 580 to 15 hours when heat treatment is performed at 650 ° C. × 15 hours, which corresponds to post-welding heat treatment (PWHT). In a thick steel sheet having a tensile strength of 730 MPa, crystal grains are refined to improve low temperature toughness after PWHT. Here, in the present invention, the crystal grain refers to a region surrounded by a boundary in which the orientation difference of adjacent grains is 15 ° or more when the crystal orientation is measured by electron backscatter diffraction (EBSD). Is. Further, as will be described in detail later, in the present invention, the coarse particle size and the average particle size refer to the particle size calculated based on the circle-equivalent diameter of each crystal grain measured by the EBSD. .. The thick steel plate of the present invention can be realized by the specific embodiments shown below. Hereinafter, specific embodiments 1 to 4 for realizing the thick steel plate of the present invention will be described in more detail, but these explanations are intended to merely illustrate preferred embodiments of the present invention. The invention is not intended to be limited to such particular embodiments.
<実施形態1>
 本発明の実施形態1に係る厚鋼板は、質量%で、
 C:0.050~0.130%、
 Si:0.100~0.600%、
 Mn:1.100~1.800%、
 P:0.0200%以下、
 S:0.0100%以下、
 Mo:0.050~0.500%、
 V:0.005~0.100%、
 Nb:0.005~0.100%、
 Al:0.001~0.080%、
 B:0.0003%未満、
 N:0.0100%以下、
 O:0.0100%以下、
 Cu:0~0.500%、
 Ni:0~0.800%、
 Cr:0~0.50%、
 W:0~0.50%、
 Ti:0~0.100%、
 Sn:0~0.050%、
 Ca:0~0.0050%、
 Mg:0~0.0050%、
 REM:0~0.0100%、並びに
 残部:Fe及び不純物からなる化学組成を含み、
 方位差15°以上の境界で囲まれた結晶粒の粗大粒径が45μm以下であり、かつ前記結晶粒の平均粒径が25μm以下である組織を含み、
 580~730MPaの引張強度を有し、
 70mm以上の板厚を有することを特徴としている。
<Embodiment 1>
The thick steel plate according to the first embodiment of the present invention is based on mass%.
C: 0.050 to 0.130%,
Si: 0.100 to 0.600%,
Mn: 1.100 to 1.800%,
P: 0.0200% or less,
S: 0.0100% or less,
Mo: 0.050 to 0.500%,
V: 0.005 to 0.100%,
Nb: 0.005 to 0.100%,
Al: 0.001 to 0.080%,
B: Less than 0.0003%,
N: 0.0100% or less,
O: 0.0100% or less,
Cu: 0 to 0.500%,
Ni: 0 to 0.800%,
Cr: 0 to 0.50%,
W: 0 to 0.50%,
Ti: 0 to 0.100%,
Sn: 0 to 0.050%,
Ca: 0 to 0.0050%,
Mg: 0 to 0.0050%,
REM: 0 to 0.0100%, and balance: containing a chemical composition consisting of Fe and impurities.
It contains a structure in which the coarse particle size of the crystal grains surrounded by the boundary having an orientation difference of 15 ° or more is 45 μm or less and the average particle size of the crystal grains is 25 μm or less.
It has a tensile strength of 580 to 730 MPa and has a tensile strength of 580 to 730 MPa.
It is characterized by having a plate thickness of 70 mm or more.
 先に述べたとおり、溶接後熱処理(PWHT)後には不純物元素の濃化や合金炭化物の粗大化等により低温靱性が低下する傾向があるため、PWHT後の低温靱性を向上させることは一般に困難である。これに関連して、粗大な組織の形成を抑制するためにピン止め粒子の利用及び制御が有効な場合があることが知られている。このような観点から、本発明者らは、結晶粒の微細化に関連してピン止め粒子としてNbCN(NbCNとは、NbC、NbN、NbCのCの一部がNに置き換わったもの、及び/又はNbNのNの一部がCに置き換わったものを言う)を利用することに着目しそして検討を行った。ここで、Nbは一般に正偏析部に偏析する性質を有するため、単にNbを厚鋼板中に含有させても、形成されるNbCNがピン止め粒子として有効には機能せず、負偏析部に粗大粒が形成しやすいという問題がある。そこで、本発明者らは、Nb含有量を0.005~0.100%の範囲内とするとともに、当該Nb含有量に応じた条件下で、熱間圧延の前に均質化熱処理を行うことでNb偏析を拡散させ、形成されるNbCNをピン止め粒子として有効に機能させることで粗大粒の形成、特には負偏析部での粗大粒の形成を抑制することができることを見出した。 As described above, it is generally difficult to improve the low temperature toughness after PWHT because the low temperature toughness tends to decrease after the post-weld heat treatment (PWHT) due to the concentration of impurity elements and the coarsening of alloy carbides. be. In this regard, it is known that the use and control of pinned particles may be effective in suppressing the formation of coarse tissue. From this point of view, the present inventors have NbCN as pinning particles in relation to the miniaturization of crystal grains (NbCN is NbC, NbN, NbC in which a part of C is replaced with N, and / Or, the use of NbN in which a part of N is replaced with C) was focused on and examined. Here, since Nb generally has the property of segregating in the positive segregation portion, even if Nb is simply contained in the thick steel plate, the formed NbCN does not effectively function as pinning particles, and the negative segregation portion is coarse. There is a problem that grains are easily formed. Therefore, the present inventors set the Nb content in the range of 0.005 to 0.100% and perform homogenization heat treatment before hot rolling under the conditions corresponding to the Nb content. It was found that the formation of coarse particles, particularly the formation of coarse particles in the negative segregation portion, can be suppressed by diffusing the Nb segregation and effectively functioning the formed NbCN as pinning particles.
 より具体的には、本発明者らは、均質化熱処理の際に下記式1によって求められる温度T℃以上で滞留した時間と当該滞留時間(h)における平均温度(℃)との積Sを20000~100000(℃・h)の範囲内とすることで、厚鋼板において結晶粒の粗大粒径が45μm以下でかつ当該結晶粒の平均粒径が25μm以下である微細な組織を形成させることができることを見出した。その結果として、本発明の実施形態1によれば、低温靱性が一般に低下するPWHT後であっても、結晶粒の粗大粒径及び平均粒径が上記範囲内にない組織の場合と比較して、顕著に改善された低温靭性を有する厚鋼板を得ることが可能となる。
 T=4500/(2-log[Nb])-200   ・・・式1
 ここで、[Nb]はNb含有量(質量%)である。
More specifically, the present inventors determine the product S of the time spent at a temperature T ° C. or higher determined by the following formula 1 during the homogenizing heat treatment and the average temperature (° C.) at the residence time (h). By setting the temperature within the range of 20000 to 100,000 (° C. h), it is possible to form a fine structure in a thick steel sheet in which the coarse grain size of the crystal grains is 45 μm or less and the average grain size of the crystal grains is 25 μm or less. I found out what I could do. As a result, according to the first embodiment of the present invention, even after PWHT in which the low temperature toughness generally decreases, as compared with the case of a structure in which the coarse particle size and the average particle size of the crystal grains are not within the above ranges. It is possible to obtain a thick steel plate having significantly improved low temperature toughness.
T = 4500 / (2-log [Nb])-200 ... Equation 1
Here, [Nb] is the Nb content (mass%).
 以下、本発明の実施形態1に係る厚鋼板について詳しく説明する。以下の説明において、各元素の含有量の単位である「%」は、特に断りがない限り「質量%」を意味するものである。 Hereinafter, the thick steel plate according to the first embodiment of the present invention will be described in detail. In the following description, "%", which is a unit of the content of each element, means "mass%" unless otherwise specified.
[C:0.050~0.130%]
 炭素(C)は、母材の強度確保のために必要な元素であり、ピン止め粒子であるNbCNを構成する元素でもある。これらの効果を十分に得るために、C含有量は0.050%以上とする。C含有量は0.060%以上、0.070%以上又は0.080%以上であってもよい。一方で、Cを過度に含有すると、母材に加え、溶接熱影響部(HAZ)、中でも溶融線(FL)近傍のHAZの靭性劣化が顕著となる場合があり、また強度が過大となる傾向もある。したがって、C含有量は0.130%以下とする。C含有量は0.120%以下、0.110%以下又は0.100%以下であってもよい。
[C: 0.050 to 0.130%]
Carbon (C) is an element necessary for ensuring the strength of the base material, and is also an element constituting NbCN, which is a pinning particle. In order to obtain these effects sufficiently, the C content is set to 0.050% or more. The C content may be 0.060% or more, 0.070% or more, or 0.080% or more. On the other hand, if C is excessively contained, the toughness of the weld heat-affected zone (HAZ), especially the HAZ near the melt line (FL), may be significantly deteriorated in addition to the base metal, and the strength tends to be excessive. There is also. Therefore, the C content is set to 0.130% or less. The C content may be 0.120% or less, 0.110% or less, or 0.100% or less.
[Si:0.100~0.600%]
 ケイ素(Si)は脱酸元素であり、強度の向上にも寄与する元素である。これらの効果を十分に得るために、Si含有量は0.100%以上とする。Si含有量は0.150%以上、0.200%以上又は0.250%以上であってもよい。一方で、Siを過度に含有すると、島状マルテンサイトが生成し、靭性が低下する場合がある。したがって、Si含有量は0.600%以下とする。Si含有量は0.500%以下、0.400%以下又は0.350%以下であってもよい。
[Si: 0.100 to 0.600%]
Silicon (Si) is a deoxidizing element and is an element that also contributes to the improvement of strength. In order to obtain these effects sufficiently, the Si content is set to 0.100% or more. The Si content may be 0.150% or more, 0.200% or more, or 0.250% or more. On the other hand, if Si is excessively contained, island-shaped martensite may be formed and the toughness may be lowered. Therefore, the Si content is set to 0.600% or less. The Si content may be 0.500% or less, 0.400% or less, or 0.350% or less.
[Mn:1.100~1.800%]
 マンガン(Mn)は脱酸元素であり、焼入れ性を向上させる元素でもある。母材及びHAZの強度を十分に確保するために、Mn含有量は1.100%以上とする。Mn含有量は1.200%以上、1.250%以上又は1.350%以上であってもよい。一方で、Mnを過度に含有すると、偏析が増大し、焼入れ性が過剰となるため、強度が過度に上昇して靱性が低下する。したがって、Mn含有量は1.800%以下とする。Mn含有量は1.700%以下、1.650%以下又は1.600%以下であってもよい。
[Mn: 1.100 to 1.800%]
Manganese (Mn) is a deoxidizing element and is also an element that improves hardenability. In order to secure sufficient strength of the base material and HAZ, the Mn content shall be 1.100% or more. The Mn content may be 1.200% or more, 1.250% or more, or 1.350% or more. On the other hand, if Mn is excessively contained, segregation increases and hardenability becomes excessive, so that the strength is excessively increased and the toughness is decreased. Therefore, the Mn content is set to 1.800% or less. The Mn content may be 1.700% or less, 1.650% or less, or 1.600% or less.
[P:0.0200%以下]
 リン(P)は不純物であり、粒界に偏析して靭性を低下させる。このため、P含有量は0.0200%以下とする。P含有量は、好ましくは0.0150%以下、より好ましくは0.0100%以下、最も好ましくは0.0080%以下である。P含有量は少ないほど好ましいため、下限は特に規定しない。しかしながら、製造コストの観点から、P含有量は0.0001%以上、0.0005%以上又は0.0010%以上であってもよい。
[P: 0.0200% or less]
Phosphorus (P) is an impurity that segregates at grain boundaries and reduces toughness. Therefore, the P content is set to 0.0200% or less. The P content is preferably 0.0150% or less, more preferably 0.0100% or less, and most preferably 0.0080% or less. Since the smaller the P content is, the more preferable it is, the lower limit is not particularly specified. However, from the viewpoint of manufacturing cost, the P content may be 0.0001% or more, 0.0005% or more, or 0.0010% or more.
[S:0.0100%以下]
 硫黄(S)は不純物であり、中心偏析を助長し、脆性破壊の起点となる延伸形状のMnSが生成する原因となることがある。このため、S含有量は0.0100%以下とする。S含有量は、好ましくは0.0080%、より好ましくは0.0060%、最も好ましくは0.0050%以下である。S含有量は少ないほど好ましいため、下限は特に規定しない。しかしながら、製造コストの観点から、S含有量は0.0001%以上、0.0005%以上又は0.0010%以上であってもよい。
[S: 0.0100% or less]
Sulfur (S) is an impurity that promotes central segregation and may cause the formation of stretched MnS, which is the starting point of brittle fracture. Therefore, the S content is set to 0.0100% or less. The S content is preferably 0.0080%, more preferably 0.0060%, and most preferably 0.0050% or less. Since the smaller the S content is, the more preferable it is, the lower limit is not particularly specified. However, from the viewpoint of manufacturing cost, the S content may be 0.0001% or more, 0.0005% or more, or 0.0010% or more.
[Mo:0.050~0.500%]
 モリブデン(Mo)は、母材の強度と靱性を向上させる元素である。このような効果を十分に得るために、Mo含有量は0.050%以上とする。Mo含有量は0.100%以上、0.150%以上又は0.200%以上であってもよい。一方で、Moを過度に含有すると、母材の強度が過剰に上昇して靱性を損なうことがある。このため、Mo含有量は0.500%以下とする。Mo含有量は0.450%以下、0.400%以下又は0.350%以下であってもよい。
[Mo: 0.050 to 0.500%]
Molybdenum (Mo) is an element that improves the strength and toughness of the base metal. In order to obtain such an effect sufficiently, the Mo content is set to 0.050% or more. The Mo content may be 0.100% or more, 0.150% or more, or 0.200% or more. On the other hand, if Mo is excessively contained, the strength of the base metal may be excessively increased and the toughness may be impaired. Therefore, the Mo content is set to 0.500% or less. The Mo content may be 0.450% or less, 0.400% or less, or 0.350% or less.
[V:0.005~0.100%]
 バナジウム(V)は、焼戻工程及び溶接後熱処理工程で炭窒化物を析出し、母材の強度の向上に寄与する元素である。このような効果を十分に得るために、V含有量は0.005%以上とする。V含有量は0.010%以上、0.015%以上又は0.020%以上であってもよい。一方で、Vを過度に含有させても効果が飽和し、靱性劣化を招くことがある。このため、V含有量は0.100%以下とする。V含有量は0.080%以下、0.060%以下又は0.040%以下であってもよい。
[V: 0.005 to 0.100%]
Vanadium (V) is an element that precipitates carbonitride in the tempering step and the post-welding heat treatment step, and contributes to the improvement of the strength of the base metal. In order to obtain such an effect sufficiently, the V content is set to 0.005% or more. The V content may be 0.010% or more, 0.015% or more, or 0.020% or more. On the other hand, even if V is excessively contained, the effect is saturated and the toughness may be deteriorated. Therefore, the V content is set to 0.100% or less. The V content may be 0.080% or less, 0.060% or less, or 0.040% or less.
[Nb:0.005~0.100%]
 ニオブ(Nb)は、NbCNの形態におけるピン止め効果により組織を微細化し、低温靱性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、Nb含有量は0.005%以上である必要がある。Nb含有量は、好ましくは0.010%以上、より好ましくは0.015%以上、最も好ましくは0.020%以上である。一方で、Nbを過度に含有させてもピン止め効果が飽和するとともに、粗大な炭化物や窒化物の析出による靱性劣化を招くことがある。このため、Nb含有量は0.100%以下とする。Nb含有量は0.080%以下、0.070%以下又は0.050%以下であってもよい。
[Nb: 0.005 to 0.100%]
Niobium (Nb) is an element that refines the structure by the pinning effect in the form of NbCN and improves low temperature toughness. In order to obtain such an effect, the Nb content needs to be 0.005% or more. The Nb content is preferably 0.010% or more, more preferably 0.015% or more, and most preferably 0.020% or more. On the other hand, even if Nb is excessively contained, the pinning effect is saturated and the toughness may be deteriorated due to the precipitation of coarse carbides and nitrides. Therefore, the Nb content is set to 0.100% or less. The Nb content may be 0.080% or less, 0.070% or less, or 0.050% or less.
[Al:0.001~0.080%]
 アルミニウム(Al)は脱酸元素であり、セメンタイト生成を抑制する元素でもある。さらに、Alはピン止め粒子AlNとして細粒化に寄与する。これらの効果の少なくとも1つを得るために、Al含有量は0.001%以上とする。Al含有量は0.015%以上、0.020%以上又は0.025%以上であってもよい。一方で、Alを過度に含有すると、介在物が多くなり、靱性低下を招くことがある。このため、Al含有量は0.080%以下とする。Al含有量は0.070%以下、0.060%以下又は0.050%以下であってもよい。
[Al: 0.001 to 0.080%]
Aluminum (Al) is a deoxidizing element and is also an element that suppresses the formation of cementite. Further, Al contributes to fine particle formation as pinning particles AlN. In order to obtain at least one of these effects, the Al content is set to 0.001% or more. The Al content may be 0.015% or more, 0.020% or more, or 0.025% or more. On the other hand, if Al is excessively contained, the amount of inclusions increases, which may lead to a decrease in toughness. Therefore, the Al content is set to 0.080% or less. The Al content may be 0.070% or less, 0.060% or less, or 0.050% or less.
[B:0.0003%未満]
 ホウ素(B)は粒界に偏析して焼入れ性を高める元素である。しかしながら、Bを過度に含有すると、強度が高くなりすぎたり、上部ベイナイトの形成が促進させて靭性の低下を招いたりすることがある。このため、B含有量は0.0003%未満とする。B含有量は0.0002%以下、0.0001%以下又は0%であってもよい。
[B: less than 0.0003%]
Boron (B) is an element that segregates at grain boundaries to improve hardenability. However, if B is contained excessively, the strength may become too high, or the formation of upper bainite may be promoted, resulting in a decrease in toughness. Therefore, the B content is set to less than 0.0003%. The B content may be 0.0002% or less, 0.0001% or less, or 0%.
[N:0.0100%以下]
 窒素(N)は窒化物を形成する元素であり、過度に含有すると粗大な窒化物が生成し、靭性が低下する原因となる。このため、N含有量は0.0100%以下とする。N含有量は、好ましくは0.0080%以下、より好ましくは0.0060%以下、最も好ましくは0.0050%以下である。一方で、Nを過度に低減すると、脱窒コストがかかり、さらにはピン止め粒子であるNbCNを十分に形成できない場合がある。したがって、N含有量は0.0003%以上であることが好ましく、0.0005%以上、0.0010%以上又は0.0015%以上であってもよい。
[N: 0.0100% or less]
Nitrogen (N) is an element that forms a nitride, and if it is contained in an excessive amount, a coarse nitride is formed, which causes a decrease in toughness. Therefore, the N content is set to 0.0100% or less. The N content is preferably 0.0080% or less, more preferably 0.0060% or less, and most preferably 0.0050% or less. On the other hand, if N is excessively reduced, denitrification cost is high, and NbCN, which is a pinning particle, may not be sufficiently formed. Therefore, the N content is preferably 0.0003% or more, and may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more.
[O:0.0100%以下]
 酸素(O)は不純物であり、このため0.0100%以下とする。O含有量は、好ましくは0.0060%以下、より好ましくは0.0040%以下、最も好ましくは0.0030%以下である。Oは可能な限り低減することが好ましいが、脱酸コストの観点から、O含有量は0.0001%以上、0.0002%以上、又は0.0003%以上であってもよい。
[O: 0.0100% or less]
Oxygen (O) is an impurity, so it should be 0.0100% or less. The O content is preferably 0.0060% or less, more preferably 0.0040% or less, and most preferably 0.0030% or less. It is preferable to reduce O as much as possible, but from the viewpoint of deoxidation cost, the O content may be 0.0001% or more, 0.0002% or more, or 0.0003% or more.
 本発明の実施形態1に係る厚鋼板の基本化学組成は上記のとおりである。さらに、当該厚鋼板は、必要に応じて以下の任意選択元素のうち1種又は2種以上を含有してもよい。以下、これらの任意選択元素について詳しく説明する。 The basic chemical composition of the thick steel sheet according to the first embodiment of the present invention is as described above. Further, the thick steel plate may contain one or more of the following optional elements, if necessary. Hereinafter, these optional elements will be described in detail.
[Cu:0~0.500%]
 銅(Cu)は、強度の上昇に寄与する元素である。Cu含有量は0%であってもよいが、このような効果を得るためには、Cu含有量は0.050%以上であることが好ましい。Cu含有量は0.150%以上、0.200%以上又は0.250%以上であってもよい。一方で、Cuを過度に含有すると、母材の靱性が低下することがある。このため、Cu含有量は0.500%以下とする。Cu含有量を0.450%以下、0.400%以下又は0.350%以下であってもよい。
[Cu: 0 to 0.500%]
Copper (Cu) is an element that contributes to the increase in strength. The Cu content may be 0%, but in order to obtain such an effect, the Cu content is preferably 0.050% or more. The Cu content may be 0.150% or more, 0.200% or more, or 0.250% or more. On the other hand, if Cu is excessively contained, the toughness of the base metal may decrease. Therefore, the Cu content is set to 0.500% or less. The Cu content may be 0.450% or less, 0.400% or less, or 0.350% or less.
[Ni:0~0.800%]
 ニッケル(Ni)は、靱性を確保するために有効な元素である。Ni含有量は0%であってもよいが、このような効果を得るためには、Ni含有量は0.100%以上であることが好ましい。Ni含有量は0.200%以上、0.250%以上又は0.300%以上であってもよい。一方で、Niを過度に含有すると、製造コストが上昇するのに加えて、焼入れ性が過剰となり却って母材の靱性が低下することがある。このため、Ni含有量は0.800%以下とする。Ni含有量は0.700%以下、0.650%以下又は0.600%以下であってもよい。
[Ni: 0 to 0.800%]
Nickel (Ni) is an effective element for ensuring toughness. The Ni content may be 0%, but in order to obtain such an effect, the Ni content is preferably 0.100% or more. The Ni content may be 0.200% or more, 0.250% or more, or 0.300% or more. On the other hand, if Ni is excessively contained, in addition to increasing the manufacturing cost, the hardenability may become excessive and the toughness of the base metal may decrease. Therefore, the Ni content is set to 0.800% or less. The Ni content may be 0.700% or less, 0.650% or less, or 0.600% or less.
[Cr:0~0.50%]
 クロム(Cr)は、耐炭酸ガス腐食性や焼入れ性の向上に寄与し、強度に影響を与える元素である。Cr含有量は0%であってもよいが、これらの効果を得るためには、Cr含有量は0.05%以上であることが好ましい。Cr含有量は0.10%以上、0.15%以上又は0.20%以上であってもよい。一方で、Crを過度に含有すると、HAZの靱性が低下することがある。このため、Cr含有量は0.50%以下とする。Cr含有量は0.45%以下、0.40%以下又は0.35%以下であってもよい。
[Cr: 0 to 0.50%]
Chromium (Cr) is an element that contributes to the improvement of carbon dioxide corrosion resistance and hardenability and affects the strength. The Cr content may be 0%, but in order to obtain these effects, the Cr content is preferably 0.05% or more. The Cr content may be 0.10% or more, 0.15% or more, or 0.20% or more. On the other hand, if Cr is excessively contained, the toughness of HAZ may decrease. Therefore, the Cr content is set to 0.50% or less. The Cr content may be 0.45% or less, 0.40% or less, or 0.35% or less.
[W:0~0.50%]
 タングステン(W)は、耐食性向上に寄与し、強度に影響を与える元素である。W含有量は0%であってもよいが、これらの効果を得るためには、W含有量は0.05%以上であることが好ましい。W含有量は0.10%以上、0.15%以上又は0.20%以上であってもよい。一方で、Wを過度に含有すると、HAZの靱性が低下することがある。このため、W含有量は0.50%以下とする。W含有量は0.45%以下、0.40%以下又は0.35%以下であってもよい。
[W: 0 to 0.50%]
Tungsten (W) is an element that contributes to the improvement of corrosion resistance and affects the strength. The W content may be 0%, but in order to obtain these effects, the W content is preferably 0.05% or more. The W content may be 0.10% or more, 0.15% or more, or 0.20% or more. On the other hand, if W is excessively contained, the toughness of HAZ may decrease. Therefore, the W content is set to 0.50% or less. The W content may be 0.45% or less, 0.40% or less, or 0.35% or less.
[Ti:0~0.100%]
 チタン(Ti)は、脱酸に利用すると、Al、Ti、Mnからなる酸化物相を形成し、組織を微細化し強度に影響を与える効果が得られる。Ti含有量は0%であってもよいが、上記の効果を得るためには、Ti含有量は0.005%以上であることが好ましい。Ti含有量は0.010%以上、0.015%以上又は0.020%以上であってもよい。一方で、Tiを過度に含有すると、Ti酸化物やTi-Al酸化物が形成されて分散密度が低下し、小入熱の溶接熱影響部の組織を微細化する効果が低下することがある。このため、Ti含有量は0.100%以下とする。Ti含有量は0.080%以下、0.060%以下又は0.050%以下であってもよい。
[Ti: 0 to 0.100%]
When titanium (Ti) is used for deoxidation, it forms an oxide phase composed of Al, Ti, and Mn, and has the effect of refining the structure and affecting the strength. The Ti content may be 0%, but in order to obtain the above effects, the Ti content is preferably 0.005% or more. The Ti content may be 0.010% or more, 0.015% or more, or 0.020% or more. On the other hand, if Ti is excessively contained, Ti oxide and Ti-Al oxide may be formed to reduce the dispersion density, and the effect of refining the structure of the weld heat affected zone of small heat input may be reduced. .. Therefore, the Ti content is set to 0.100% or less. The Ti content may be 0.080% or less, 0.060% or less, or 0.050% or less.
[Sn:0~0.050%]
 スズ(Sn)は、強度に影響を与える元素である。Sn含有量は0%であってもよいが、この効果を得るためには、Sn含有量は0.005%以上であることが好ましい。Sn含有量は0.010%以上、0.015%以上又は0.020%以上であってもよい。一方で、Snを過度に含有すると、靱性が低下することがある。このため、Sn含有量は0.050%以下とする。Sn含有量は0.045%以下、0.040%以下又は0.035%以下であってもよい。
[Sn: 0 to 0.050%]
Tin (Sn) is an element that affects strength. The Sn content may be 0%, but in order to obtain this effect, the Sn content is preferably 0.005% or more. The Sn content may be 0.010% or more, 0.015% or more, or 0.020% or more. On the other hand, if Sn is contained excessively, the toughness may decrease. Therefore, the Sn content is set to 0.050% or less. The Sn content may be 0.045% or less, 0.040% or less, or 0.035% or less.
[Ca:0~0.0050%]
 カルシウム(Ca)は、酸化物や硫化物の形態を制御する元素である。Ca含有量は0%であってもよいが、このような効果を得るためには、0.0001%以上であることが好ましい。Ca含有量は0.0005%以上、0.0010%以上又は0.0015%以上であってもよい。Caを過度に含有すると、上記の効果が飽和し、介在物の形成によって靭性を損なうことがある。このため、Ca含有量は0.0050%以下とする。Ca含有量は0.0045%以下、0.0040%以下又は0.0035%以下であってもよい。
[Ca: 0 to 0.0050%]
Calcium (Ca) is an element that controls the morphology of oxides and sulfides. The Ca content may be 0%, but in order to obtain such an effect, it is preferably 0.0001% or more. The Ca content may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more. Excessive Ca content may saturate the above effects and impair toughness due to the formation of inclusions. Therefore, the Ca content is set to 0.0050% or less. The Ca content may be 0.0045% or less, 0.0040% or less, or 0.0035% or less.
[Mg:0~0.0050%]
 マグネシウム(Mg)は、酸化物や硫化物の形態を制御する元素である。Mg含有量は0%であってもよいが、このような効果を得るためには、0.0001%以上であることが好ましい。Mg含有量は0.0005%以上、0.0010%以上又は0.0015%以上であってもよい。Mgを過度に含有すると、上記の効果が飽和し、介在物の形成によって靭性を損なうことがある。このため、Mg含有量は0.0050%以下とする。Mg含有量は0.0045%以下、0.0040%以下又は0.0035%以下であってもよい。
[Mg: 0 to 0.0050%]
Magnesium (Mg) is an element that controls the morphology of oxides and sulfides. The Mg content may be 0%, but in order to obtain such an effect, it is preferably 0.0001% or more. The Mg content may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more. Excessive content of Mg saturates the above effects and may impair toughness due to the formation of inclusions. Therefore, the Mg content is set to 0.0050% or less. The Mg content may be 0.0045% or less, 0.0040% or less, or 0.0035% or less.
[REM:0~0.0100%]
 希土類金属(REM)は、酸化物や硫化物の形態を制御する元素である。REM含有量は0%であってもよいが、このような効果を得るためには、0.0001%以上であることが好ましい。REM含有量は0.0005%以上、0.0010%以上又は0.0015%以上であってもよい。REMを過度に含有すると、上記の効果が飽和し、介在物の形成によって靭性を損なうことがある。このため、REM含有量は0.0100%以下とする。REM含有量は0.0080%以下、0.0060%以下又は0.0040%以下であってもよい。
 なお、本明細書におけるREMとは、原子番号21番のスカンジウム(Sc)、原子番号39番のイットリウム(Y)、及び、ランタノイドである原子番号57番のランタン(La)~原子番号71番のルテチウム(Lu)からなる群から選択される1種以上の元素であり、REM含有量はこれら元素の合計含有量である。
[REM: 0 to 0.0100%]
Rare earth metals (REM) are elements that control the morphology of oxides and sulfides. The REM content may be 0%, but in order to obtain such an effect, it is preferably 0.0001% or more. The REM content may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more. Excessive content of REM saturates the above effects and may impair toughness due to the formation of inclusions. Therefore, the REM content is set to 0.0100% or less. The REM content may be 0.0080% or less, 0.0060% or less, or 0.0040% or less.
The REMs in the present specification are lutetium (Sc) having an atomic number of 21, yttrium (Y) having an atomic number of 39, and lanthanum (La) having an atomic number of 57 to 71, which are lanthanoids. It is one or more elements selected from the group consisting of lutetium (Lu), and the REM content is the total content of these elements.
 本発明の実施形態1に係る厚鋼板において、上記の元素以外の残部は、Fe及び不純物である。不純物とは、厚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等である。 In the thick steel sheet according to the first embodiment of the present invention, the balance other than the above elements is Fe and impurities. Impurities are components that are mixed in by various factors in the manufacturing process, including raw materials such as ore and scrap, when thick steel sheets are industrially manufactured.
 以下、実施形態1に係る厚鋼板の炭素当量(Ceq)、結晶粒の粗大粒径、結晶粒の平均粒径、厚鋼板の組織、板厚、及び機械特性について説明するが、これらの説明は実施形態2~4においても共通する。したがって、これらの特徴に関する以下の説明は、実施形態1だけでなく実施形態2~4においても適用するものとする。 Hereinafter, the carbon equivalent (Ceq) of the thick steel sheet, the coarse grain size of the crystal grains, the average grain size of the crystal grains, the structure of the thick steel sheet, the plate thickness, and the mechanical properties according to the first embodiment will be described. It is also common to the second to fourth embodiments. Therefore, the following description of these features shall apply not only to Embodiment 1 but also to Embodiments 2-4.
[炭素当量(Ceq):0.370~0.600(実施形態1~4において共通)]
 炭素当量(Ceq)は焼入れ性の指標である。一般的には、Ceqが高くなるほど、厚鋼板の引張強度が高くなる傾向があり、一方で、Ceqが低くなるほど、焼入れ性が低下するため、当該厚鋼板の引張強度が低下する傾向がある。本実施形態においては、Ceqは下記式2によって算出する。
 Ceq=[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5 ・・・式2
 式中、[C]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]及び[V]は各元素の含有量(質量%)であり、元素を含有しない場合は0である。本実施形態においては、化学組成を上で説明した範囲内とすることで適切な引張強度を達成することが可能である。したがって、厚鋼板のCeqは特に限定されないが、一般的には0.370~0.600である。例えば、Ceqは、0.400以上若しくは0.450以上であってもよく、及び/又は0.550以下若しくは0.500以下であってもよい。
[Carbon equivalent (Ceq): 0.370 to 0.600 (common in embodiments 1 to 4)]
Carbon equivalent (Ceq) is an indicator of hardenability. In general, the higher the Ceq, the higher the tensile strength of the thick steel sheet, while the lower the Ceq, the lower the hardenability, so the tensile strength of the thick steel sheet tends to decrease. In this embodiment, Ceq is calculated by the following equation 2.
Ceq = [C] + [Mn] / 6 + ([Cu] + [Ni]) / 15 + ([Cr] + [Mo] + [V]) / 5 ... Equation 2
In the formula, [C], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo] and [V] are the contents (mass%) of each element, and are 0 when no element is contained. Is. In the present embodiment, it is possible to achieve an appropriate tensile strength by setting the chemical composition within the range described above. Therefore, the Ceq of the thick steel plate is not particularly limited, but is generally 0.370 to 0.600. For example, Ceq may be 0.400 or higher or 0.450 or higher, and / or 0.550 or lower or 0.500 or lower.
[結晶粒の粗大粒径:45μm以下(実施形態1~4において共通)]
 厚鋼板中の粗大な組織は脆性破壊の起点となるため、一般に当該厚鋼板の靱性、特には低温靭性を低下させる。これに関連して、本実施形態によれば、厚鋼板において顕著に改善された低温靭性を達成するために、方位差15°以上の境界で囲まれた結晶粒の粗大粒径を45μm以下とする。結晶粒の粗大粒径は、好ましくは40μm以下、より好ましくは35μm以下、最も好ましくは30μm以下である。結晶粒の粗大粒径は小さいほど好ましいため、下限は特に規定しない。しかしながら、一般的には、結晶粒の粗大粒径は5μm以上又は8μm以上であってよい。
[Coarse grain size of crystal grains: 45 μm or less (common in embodiments 1 to 4)]
Since the coarse structure in the thick steel sheet becomes the starting point of brittle fracture, the toughness of the thick steel sheet, particularly the low temperature toughness, is generally lowered. In connection with this, according to the present embodiment, in order to achieve significantly improved low temperature toughness in the thick steel sheet, the coarse grain size of the crystal grains surrounded by the boundary having an orientation difference of 15 ° or more is set to 45 μm or less. do. The coarse particle size of the crystal grains is preferably 40 μm or less, more preferably 35 μm or less, and most preferably 30 μm or less. Since the smaller the coarse particle size of the crystal grains is, the more preferable it is, the lower limit is not particularly specified. However, in general, the coarse particle size of the crystal grains may be 5 μm or more or 8 μm or more.
 本発明において、結晶粒の粗大粒径は以下のように決定される。まず、厚鋼板の板厚1/4位置のL断面(厚鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面)を鏡面研磨し、次いで電子線後方散乱回折法(EBSD)により任意の1.0mm×0.4mmの領域の結晶方位を1箇所測定し、隣接する粒の方位差が15°以上ある領域を1つの結晶粒と定義して、個々の結晶粒の粒径を円相当直径として算出する。これらの結晶粒のうち円相当直径の大きいものから10個選択し、それらの円相当直径の平均値を「結晶粒の粗大粒径」として決定する。 In the present invention, the coarse particle size of the crystal grains is determined as follows. First, the L cross section (cross section parallel to the rolling direction and the plate thickness direction of the thick steel plate) at the plate thickness 1/4 position of the thick steel plate is mirror-polished, and then an arbitrary 1.0 mm by electron backscatter diffraction method (EBSD). The crystal orientation of a region of × 0.4 mm is measured at one location, the region where the orientation difference of adjacent grains is 15 ° or more is defined as one crystal grain, and the particle size of each crystal grain is calculated as the equivalent diameter of a circle. do. Ten of these crystal grains having a large circle-equivalent diameter are selected, and the average value of the circle-equivalent diameters is determined as the "coarse grain size of the crystal grains".
[結晶粒の平均粒径:25μm以下(実施形態1~4において共通)]
 低温靱性の向上には結晶粒の粗大粒径だけでなく、当該結晶粒の平均粒径も所定の範囲とすることが重要である。具体的には、結晶粒の粗大粒径を45μm以下とすることに加えて、当該結晶粒の平均粒径を25μm以下とすることにより、厚鋼板において組織を微細化して顕著に改善された低温靭性を達成することができる。結晶粒の平均粒径は、好ましくは20μm以下、より好ましくは15μm以下、最も好ましくは10μm以下である。結晶粒の平均粒径は小さいほど好ましいため、下限は特に規定しない。しかしながら、一般的には、結晶粒の平均粒径は1μm以上又は3μm以上であってよい。
[Average particle size of crystal grains: 25 μm or less (common in embodiments 1 to 4)]
In order to improve the low temperature toughness, it is important that not only the coarse particle size of the crystal grains but also the average particle size of the crystal grains is within a predetermined range. Specifically, by setting the coarse grain size of the crystal grains to 45 μm or less and the average grain size of the crystal grains to 25 μm or less, the structure of the thick steel sheet is made finer and the low temperature is significantly improved. Toughness can be achieved. The average particle size of the crystal grains is preferably 20 μm or less, more preferably 15 μm or less, and most preferably 10 μm or less. Since the smaller the average particle size of the crystal grains is, the more preferable it is, the lower limit is not particularly specified. However, in general, the average particle size of the crystal grains may be 1 μm or more or 3 μm or more.
 本発明において、結晶粒の平均粒径は以下のように決定される。まず、粗大粒径の場合と同様に、厚鋼板の板厚1/4位置のL断面(厚鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面)を鏡面研磨し、次いで電子線後方散乱回折法(EBSD)により任意の1.0mm×0.4mmの領域の結晶方位を1箇所測定し、隣接する粒の方位差が15°以上ある領域を1つの結晶粒と定義して、個々の結晶粒の粒径を円相当直径として算出する。算出された全ての結晶粒に基づいて算出される面積平均を「結晶粒の平均粒径」として決定する。より具体的には、面積平均(d)は、各結晶粒が占める面積(ai)と各結晶粒の円相当直径(di)とから下記式3によって算出される。
 d=Σ(ai×di)/Σai   ・・・式3
In the present invention, the average particle size of the crystal grains is determined as follows. First, as in the case of coarse particle size, the L cross section (cross section parallel to the rolling direction and the plate thickness direction of the thick steel plate) at the plate thickness 1/4 position of the thick steel plate is mirror-polished, and then the electron backscatter diffraction method is performed. (EBSD) is used to measure the crystal orientation of an arbitrary 1.0 mm × 0.4 mm region at one location, and the region where the orientation difference between adjacent grains is 15 ° or more is defined as one crystal grain, and each crystal grain is defined as one crystal grain. The particle size of is calculated as the diameter equivalent to a circle. The area average calculated based on all the calculated crystal grains is determined as the "average particle size of the crystal grains". More specifically, area average (d) is calculated by the following equation 3 from the area of each crystal grain occupies (a i) and the circle equivalent diameter of each grain (d i).
d = Σ (a i × d i) / Σa i ··· Formula 3
[結晶粒のアスペクト比(実施形態1~4において共通)]
 結晶粒のアスペクト比は、特に限定されないが、例えば1.8以下、1.6以下又は1.5以下であってもよい。結晶粒のアスペクト比を小さくすることで、金属組織の異方性を低減することができる。本発明において、結晶粒のアスペクト比は以下のように決定される。まず、厚鋼板の板厚1/4位置のL断面(厚鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面)を鏡面研磨し、次いで電子線後方散乱回折法(EBSD)により任意の1.0mm×0.4mmの領域の結晶方位を1箇所測定し、隣接する粒の方位差が15°以上ある領域を1つの結晶粒と定義して、個々の結晶粒の圧延方向長さ及び板厚方向長さを測定し、各結晶粒のアスペクト比を算出する。算出された全ての結晶粒のアスペクト比の算術平均を「結晶粒のアスペクト比」として決定する。
[Aspect ratio of crystal grains (common in embodiments 1 to 4)]
The aspect ratio of the crystal grains is not particularly limited, but may be, for example, 1.8 or less, 1.6 or less, or 1.5 or less. By reducing the aspect ratio of the crystal grains, the anisotropy of the metal structure can be reduced. In the present invention, the aspect ratio of crystal grains is determined as follows. First, the L cross section (cross section parallel to the rolling direction and the plate thickness direction of the thick steel plate) at the plate thickness 1/4 position of the thick steel plate is mirror-polished, and then an arbitrary 1.0 mm by electron backscatter diffraction method (EBSD). The crystal orientation of a region of × 0.4 mm is measured at one location, and the region where the orientation difference of adjacent grains is 15 ° or more is defined as one crystal grain, and the rolling direction length and plate thickness direction of each crystal grain are defined. The length is measured and the aspect ratio of each crystal grain is calculated. The arithmetic mean of the calculated aspect ratios of all the crystal grains is determined as the "aspect ratio of the crystal grains".
[厚鋼板の組織(実施形態1~4において共通)]
 本実施形態に係る厚鋼板の組織は、主としてフェライトから構成される。後で説明する厚鋼板の製造方法では、焼戻し処理について記載されているものの、このような焼戻し処理を行っても、厚鋼板の組織は主としてフェライトから構成されており、例えば組織中の焼戻しマルテンサイト及び焼戻し下部ベイナイトの含有量は合計で30%以下である。
[Structure of thick steel plate (common in embodiments 1 to 4)]
The structure of the thick steel sheet according to the present embodiment is mainly composed of ferrite. Although the method for producing a thick steel sheet, which will be described later, describes a tempering process, even if such a tempering process is performed, the structure of the thick steel sheet is mainly composed of ferrite, for example, tempered martensite in the structure. And the content of tempered lower bainite is 30% or less in total.
[板厚:70mm以上(実施形態1~4において共通)]
 本実施形態に係る厚鋼板は70mm以上の板厚を有する。厚鋼板の化学組成及び組織を上で説明した範囲内とすることで、このような厚い鋼板においても、高強度を維持しつつ、優れた低温靭性、特には優れたPWHT後の低温靱性を達成することが可能となる。本実施形態においては、厚鋼板の板厚は、特に限定されないが、80mm以上、90mm以上又は100mm以上であってもよい。上限は特に限定されないが、一般的には、厚鋼板の板厚は150mm以下である。
[Plate thickness: 70 mm or more (common to embodiments 1 to 4)]
The thick steel plate according to this embodiment has a plate thickness of 70 mm or more. By keeping the chemical composition and structure of the thick steel sheet within the range described above, excellent low temperature toughness, especially excellent low temperature toughness after PWHT, is achieved while maintaining high strength even in such a thick steel sheet. It becomes possible to do. In the present embodiment, the thickness of the thick steel plate is not particularly limited, but may be 80 mm or more, 90 mm or more, or 100 mm or more. The upper limit is not particularly limited, but in general, the thickness of the thick steel plate is 150 mm or less.
[機械特性(実施形態1~4において共通)]
 本実施形態の厚鋼板によれば、優れた機械特性、例えば高強度、より具体的には580~730MPaの引張強度(TS)を達成することができる。引張強度は好ましくは600MPa以上であり、より好ましくは650MPa以上である。引張強度は700MPa以下又は680MPa以下であってもよい。また、本実施形態の厚鋼板によれば、PWHT後においても高強度を維持することができ、例えば650℃で15時間加熱(PWHTに相当)した場合でも580~730MPaの引張強度(TS)を達成することができる。650℃で15時間加熱後の引張強度は好ましくは600MPa以上、より好ましくは650MPa以上であり、700MPa以下又は680MPa以下であってもよい。さらに、本実施形態の厚鋼板によれば、同様にPWHTの有無にかかわらず優れた降伏強度(YS)を達成することが可能である。より具体的には、本実施形態の厚鋼板は、650℃で15時間加熱(PWHTに相当)した場合及びこのような加熱処理を行わない場合の両方で400MPa以上、好ましくは450MPa以上、より好ましくは500MPa以上の降伏強度を達成することができる。加えて、本実施形態の厚鋼板によれば、同様にPWHTの有無にかかわらず優れた低温靭性を達成することが可能である。より具体的には、本実施形態の厚鋼板は、650℃で15時間加熱(PWHTに相当)した場合及びこのような加熱処理を行わない場合の両方で、-35℃でのJIS4号シャルピー衝撃吸収エネルギー(vE-35)の平均値が70J以上、好ましくは100J以上、より好ましくは150J以上の低温靭性を達成することができる。本実施形態に係る厚鋼板は、上記のようにPWHT前だけでなくPWHT後においても優れた強度及び低温靭性を示すため、例えば、橋梁、建築、造船及び圧力容器等の構造体において使用するのに非常に適している。とりわけ、圧力容器用鋼板は、-10℃以下の低温領域で各種ガスを反応させるような圧力容器等の用途においても極めて有用である。
[Mechanical characteristics (common to embodiments 1 to 4)]
According to the thick steel sheet of the present embodiment, excellent mechanical properties such as high strength, more specifically, tensile strength (TS) of 580 to 730 MPa can be achieved. The tensile strength is preferably 600 MPa or more, more preferably 650 MPa or more. The tensile strength may be 700 MPa or less or 680 MPa or less. Further, according to the thick steel plate of the present embodiment, high strength can be maintained even after PWHT, and for example, even when heated at 650 ° C. for 15 hours (corresponding to PWHT), a tensile strength (TS) of 580 to 730 MPa can be obtained. Can be achieved. The tensile strength after heating at 650 ° C. for 15 hours is preferably 600 MPa or more, more preferably 650 MPa or more, and may be 700 MPa or less or 680 MPa or less. Further, according to the thick steel plate of the present embodiment, it is possible to similarly achieve an excellent yield strength (YS) regardless of the presence or absence of PWHT. More specifically, the thick steel sheet of the present embodiment is 400 MPa or more, preferably 450 MPa or more, more preferably both when heated at 650 ° C. for 15 hours (corresponding to PWHT) and when such heat treatment is not performed. Can achieve a yield strength of 500 MPa or more. In addition, according to the thick steel plate of the present embodiment, it is possible to similarly achieve excellent low temperature toughness with or without PWHT. More specifically, the thick steel sheet of the present embodiment is subjected to JIS No. 4 Charpy impact at −35 ° C. both when heated at 650 ° C. for 15 hours (corresponding to PWHT) and when such heat treatment is not performed. It is possible to achieve low temperature toughness having an average value of absorbed energy (vE -35 ) of 70 J or more, preferably 100 J or more, and more preferably 150 J or more. The thick steel plate according to the present embodiment exhibits excellent strength and low temperature toughness not only before PWHT but also after PWHT as described above, and is therefore used in structures such as bridges, buildings, shipbuilding and pressure vessels. Very suitable for. In particular, the steel plate for a pressure vessel is extremely useful in applications such as a pressure vessel in which various gases are reacted in a low temperature region of −10 ° C. or lower.
 引張強度(TS)及び降伏強度(YS)は、厚鋼板の板幅方向に平行な方向(C方向)から採取したJIS5号試験片に基づいてJIS Z2241:2011に準拠した引張試験を行うことで測定される。シャルピー衝撃吸収エネルギー(vE-35)の平均値は、同様に厚鋼板のC方向から採取したJIS4号試験片に基づいてJIS Z2242:2005の規定に準拠して、半径2mmの衝撃刃を用いて-35℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーを3本測定し、それらを平均することにより算出される。 Tensile strength (TS) and yield strength (YS) are determined by performing a tensile test in accordance with JIS Z2241: 2011 based on JIS No. 5 test pieces collected from the direction parallel to the plate width direction (C direction) of the thick steel plate. Be measured. The average value of Charpy impact absorption energy (vE -35 ) is based on the JIS No. 4 test piece taken from the C direction of the thick steel plate, and in accordance with the regulations of JIS Z2242: 2005, using an impact blade with a radius of 2 mm. It is calculated by measuring three Charpy impact absorption energies at −35 ° C. and averaging them.
[実施形態1に係る厚鋼板の製造方法]
 次に、実施形態1に係る厚鋼板の製造方法について説明する。以下の説明は、実施形態1に係る厚鋼板を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該厚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。
[Manufacturing method of thick steel plate according to the first embodiment]
Next, a method for manufacturing the thick steel sheet according to the first embodiment will be described. The following description is intended to illustrate a characteristic method for manufacturing the thick steel sheet according to the first embodiment, and is limited to those in which the thick steel sheet is manufactured by the manufacturing method as described below. It is not intended to be done.
 実施形態1に係る厚鋼板の製造方法は、均質化熱処理工程、熱間圧延工程、焼入工程、中間熱処理工程、及び焼戻工程を含む。以下、各工程についてより詳細に説明する。本製造方法に供する鋼片としては、本実施形態の化学組成の範囲内であれば、特には限定されず、当業者に公知の任意の適切な鋳造条件下で製造された鋼片を使用することができる。例えば、鋼片は、造塊-分塊スラブであってもよいし、連続鋳造スラブであってもよい。製造効率、歩留り及び省エネルギーの観点からは、鋼片としては連続鋳造スラブを用いることが好ましい。 The method for producing a thick steel sheet according to the first embodiment includes a homogenizing heat treatment step, a hot rolling step, a quenching step, an intermediate heat treatment step, and a tempering step. Hereinafter, each step will be described in more detail. The steel piece to be used in the present production method is not particularly limited as long as it is within the range of the chemical composition of the present embodiment, and a steel piece produced under any suitable casting conditions known to those skilled in the art is used. be able to. For example, the piece of steel may be an ingot-slab slab or a continuously cast slab. From the viewpoint of production efficiency, yield and energy saving, it is preferable to use a continuously cast slab as the steel piece.
[均質化熱処理工程]
 まず、実施形態1において規定される化学組成を有する鋼片が、熱間圧延工程の前に均質化熱処理工程において均質化のために加熱される。粗大な組織の形成を抑制するためには、ピン止め粒子の利用及び制御が重要である。本実施形態では、ピン止め粒子としてNbCNが利用される。しかしながら、Nbは一般に正偏析部に偏析する性質を有するため、単にNbを厚鋼板中に含有させても、形成されるNbCNがピン止め粒子として有効には機能せず、負偏析部に粗大粒が形成しやすい。本実施形態においては、Nb含有量に応じた条件下で、熱間圧延の前に均質化熱処理を行うことでNb偏析を拡散させ、形成されるNbCNをピン止め粒子として有効に機能させることで粗大粒の形成、特には負偏析部での粗大粒の形成を抑制することができる。
[Homogenization heat treatment process]
First, the steel pieces having the chemical composition specified in the first embodiment are heated for homogenization in the homogenization heat treatment step before the hot rolling step. The use and control of pinned particles is important to suppress the formation of coarse tissue. In this embodiment, NbCN is used as the pinning particles. However, since Nb generally has the property of segregating in the positive segregation portion, even if Nb is simply contained in the thick steel plate, the formed NbCN does not effectively function as pinning particles, and coarse particles are formed in the negative segregation portion. Is easy to form. In the present embodiment, Nb segregation is diffused by performing homogenization heat treatment before hot rolling under conditions according to the Nb content, and the formed NbCN effectively functions as pinning particles. It is possible to suppress the formation of coarse particles, particularly the formation of coarse particles in the negative segregation portion.
 より具体的には、均質化熱処理の際に下記式1によって求められる温度T℃以上で滞留した時間と当該滞留時間(h)における平均温度(℃)との積Sを20000~100000(℃・h)の範囲内とすることで、厚鋼板において結晶粒の粗大粒径が45μm以下でかつ当該結晶粒の平均粒径が25μm以下である微細な組織を形成させることができる。
 T=4500/(2-log[Nb])-200   ・・・式1
 ここで、[Nb]はNb含有量(質量%)である。
More specifically, the product S of the time spent at the temperature T ° C. or higher determined by the following formula 1 and the average temperature (° C.) at the residence time (h) during the homogenizing heat treatment is 20000 to 100,000 (° C.). By setting the temperature within the range of h), it is possible to form a fine structure in the thick steel sheet in which the coarse grain size of the crystal grains is 45 μm or less and the average grain size of the crystal grains is 25 μm or less.
T = 4500 / (2-log [Nb])-200 ... Equation 1
Here, [Nb] is the Nb content (mass%).
 Sが20000(℃・h)未満の場合には、均質化熱処理が十分でないために、負偏析部での粗大粒の形成を十分に抑制することができない。一方で、Sが100000(℃・h)を超えるような高温長時間の均質化熱処理を行うと、たとえNb偏析を拡散させてNbCN粒子を形成しても、当該NbCN粒子によるピン止め効果を十分に発揮させることができず、結晶粒の粗大化が進行してしまうことがある。均質化熱処理工程後、鋼片は室温まで空冷される。 When S is less than 20000 (° C.h), the homogenization heat treatment is not sufficient, so that the formation of coarse particles in the negative segregation portion cannot be sufficiently suppressed. On the other hand, when homogenization heat treatment is performed at a high temperature for a long time so that S exceeds 100,000 (° C. h), even if Nb segregation is diffused to form NbCN particles, the pinning effect of the NbCN particles is sufficient. It may not be possible to exert the effect, and the coarsening of crystal grains may progress. After the homogenization heat treatment step, the steel pieces are air-cooled to room temperature.
[熱間圧延工程]
 次に、鋼片は、熱間圧延工程において再加熱され、次いで一般的に圧下率50%以上で熱間圧延される。再加熱の温度は、圧延ロールの負荷を低減する観点から1000℃以上とすることが好ましく、組織の粗大化を抑制する観点から1250℃以下とすることが好ましい。
[Hot rolling process]
Next, the steel pieces are reheated in the hot rolling step and then hot rolled, generally at a rolling reduction of 50% or more. The reheating temperature is preferably 1000 ° C. or higher from the viewpoint of reducing the load on the rolling roll, and preferably 1250 ° C. or lower from the viewpoint of suppressing coarsening of the structure.
 次いで、熱間圧延された鋼板は、800℃から500℃まで0.050℃/s以下の平均冷却速度で冷却される。このような比較的遅い冷却速度で冷却することにより、熱間圧延後の組織においてフェライト分率を増加させ、最終組織を細粒化させるとともに靱性を向上させることができる。一方で、800℃から500℃までの平均冷却速度が0.05℃/sを超えると、熱間圧延後の組織においてベイナイト分率が増加し、最終組織が粗大化して靱性が低下する場合がある。 Next, the hot-rolled steel sheet is cooled from 800 ° C. to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.050 ° C./s or less. By cooling at such a relatively slow cooling rate, the ferrite fraction can be increased in the structure after hot rolling, the final structure can be made finer, and the toughness can be improved. On the other hand, if the average cooling rate from 800 ° C. to 500 ° C. exceeds 0.05 ° C./s, the bainite fraction increases in the structure after hot rolling, and the final structure may become coarse and the toughness may decrease. be.
[焼入工程]
 熱間圧延工程後、鋼板は一旦150℃以下まで冷却され、次いで800℃以上の温度(焼入温度)に再加熱され、次に1.0℃/s以上の平均冷却速度で200℃以下まで冷却される。このような焼入れ処理を行うことにより、組織を微細化してPWHT後であっても所望の強度(引張強度及び降伏強度)を確保するとともに低温靭性を向上させることができる。一方で、1.0℃/s未満での冷却又は200℃よりも高温での冷却停止では、十分な焼入組織を得ることができず、所望の強度を確保できない場合がある。
[Quenching process]
After the hot rolling process, the steel sheet is once cooled to 150 ° C or lower, then reheated to a temperature of 800 ° C or higher (quenching temperature), and then to 200 ° C or lower at an average cooling rate of 1.0 ° C / s or higher. It is cooled. By performing such a quenching treatment, the structure can be made finer to secure desired strength (tensile strength and yield strength) even after PWHT, and to improve low temperature toughness. On the other hand, if cooling is performed at a temperature of less than 1.0 ° C./s or cooling is stopped at a temperature higher than 200 ° C., a sufficient hardened structure cannot be obtained, and a desired strength may not be secured.
[中間熱処理工程]
 次に、鋼板は、中間熱処理工程において650~850℃に加熱され、次いで1.0℃/s以上の平均冷却速度で200℃以下まで冷却される。このような中間熱処理を行うことにより、軟化と繰り返し焼入れの効果で組織の微細化を促進させることができる。ただし、中間熱処理工程は、後述する焼戻工程で十分な焼戻しを行うことができる場合には省略してもよい。
[Intermediate heat treatment process]
Next, the steel sheet is heated to 650 to 850 ° C. in the intermediate heat treatment step, and then cooled to 200 ° C. or lower at an average cooling rate of 1.0 ° C./s or more. By performing such an intermediate heat treatment, the micronization of the structure can be promoted by the effects of softening and repeated quenching. However, the intermediate heat treatment step may be omitted if sufficient tempering can be performed in the tempering step described later.
[焼戻工程]
 最後に、鋼板は、焼戻工程において焼戻し処理され、具体的には550~700℃の焼戻温度で30分~1時間にわたり加熱される。このような焼戻し処理により、強度を適切な範囲に調整するとともに靭性の向上を図ることができる。焼戻し後の冷却速度は特に限定されず、例えば空冷によって冷却すればよい。
[Tempering process]
Finally, the steel sheet is tempered in the tempering step, specifically heated at a tempering temperature of 550 to 700 ° C. for 30 minutes to 1 hour. By such tempering treatment, the strength can be adjusted to an appropriate range and the toughness can be improved. The cooling rate after tempering is not particularly limited, and cooling may be performed by, for example, air cooling.
<実施形態2>
 本発明の実施形態2に係る厚鋼板は、質量%で、
 C:0.050~0.130%、
 Si:0.100~0.600%、
 Mn:1.100~1.800%、
 P:0.0200%以下、
 S:0.0100%以下、
 Mo:0.050~0.500%、
 V:0.005~0.100%、
 Nb:0.005~0.100%、
 Al:0.001~0.080%、
 B:0.0003~0.0030%、
 N:0.0100%以下、
 O:0.0100%以下、
 Cu:0~0.500%、
 Ni:0~0.800%、
 Cr:0~0.50%、
 W:0~0.50%、
 Ti:0.005~0.100%、
 Sn:0~0.050%、
 Ca:0~0.0050%、
 Mg:0~0.0050%、
 REM:0~0.0100%、並びに
 残部:Fe及び不純物からなる化学組成を含み、
 方位差15°以上の境界で囲まれた結晶粒の粗大粒径が45μm以下であり、かつ前記結晶粒の平均粒径が25μm以下である組織を含み、
 580~730MPaの引張強度を有し、
 70mm以上の板厚を有することを特徴としている。
<Embodiment 2>
The thick steel plate according to the second embodiment of the present invention is based on mass%.
C: 0.050 to 0.130%,
Si: 0.100 to 0.600%,
Mn: 1.100 to 1.800%,
P: 0.0200% or less,
S: 0.0100% or less,
Mo: 0.050 to 0.500%,
V: 0.005 to 0.100%,
Nb: 0.005 to 0.100%,
Al: 0.001 to 0.080%,
B: 0.0003 to 0.0030%,
N: 0.0100% or less,
O: 0.0100% or less,
Cu: 0 to 0.500%,
Ni: 0 to 0.800%,
Cr: 0 to 0.50%,
W: 0 to 0.50%,
Ti: 0.005 to 0.100%,
Sn: 0 to 0.050%,
Ca: 0 to 0.0050%,
Mg: 0 to 0.0050%,
REM: 0 to 0.0100%, and balance: containing a chemical composition consisting of Fe and impurities.
It contains a structure in which the coarse particle size of the crystal grains surrounded by the boundary having an orientation difference of 15 ° or more is 45 μm or less and the average particle size of the crystal grains is 25 μm or less.
It has a tensile strength of 580 to 730 MPa and has a tensile strength of 580 to 730 MPa.
It is characterized by having a plate thickness of 70 mm or more.
 実施形態2では、実施形態1の場合と同様に、Nb含有量を0.005~0.100%の範囲内とするとともに、当該Nb含有量に応じた条件下で、熱間圧延の前に均質化熱処理を行うことでNb偏析を拡散させ、形成されるNbCN(NbCNとは、NbC、NbN、NbCのCの一部がNに置き換わったもの、及び/又はNbNのNの一部がCに置き換わったものを言う)をピン止め粒子として有効に機能させることで粗大粒の形成、特には負偏析部での粗大粒の形成を抑制することができる。これに加えて、本発明者らは、焼入れ性を向上させるが窒化ホウ素(BN)を形成して靭性低下を招く虞があるホウ素(B)をチタン(Ti)と組み合わせて使用することで、実施形態1の場合と同様に、厚鋼板において組織を微細化して、PWHT後であっても顕著に改善された低温靭性を達成することができることを見出した。 In the second embodiment, as in the case of the first embodiment, the Nb content is set in the range of 0.005 to 0.100%, and under the conditions corresponding to the Nb content, before the hot rolling. NbSegregation is diffused by performing homogenization heat treatment, and NbCN (NbCN is NbC, NbN, NbC in which part of C is replaced with N, and / or part of N in NbN is C. By effectively functioning as pinning particles, the formation of coarse particles, particularly the formation of coarse particles in the negative segregation portion, can be suppressed. In addition to this, the present inventors have used boron (B) in combination with titanium (Ti), which improves hardenability but may form boron nitride (BN) and reduce toughness. It has been found that, as in the case of the first embodiment, the structure of the thick steel plate can be refined to achieve significantly improved low temperature toughness even after PWHT.
 以下、本発明の実施形態2に係る厚鋼板について詳しく説明する。以下の説明において、各元素の含有量の単位である「%」は、特に断りがない限り「質量%」を意味するものである。 Hereinafter, the thick steel plate according to the second embodiment of the present invention will be described in detail. In the following description, "%", which is a unit of the content of each element, means "mass%" unless otherwise specified.
[C:0.050~0.130%]
 炭素(C)は、母材の強度確保のために必要な元素であり、ピン止め粒子であるNbCNを構成する元素でもある。これらの効果を十分に得るために、C含有量は0.050%以上とする。C含有量は0.060%以上、0.070%以上又は0.080%以上であってもよい。一方で、Cを過度に含有すると、母材に加え、溶接熱影響部(HAZ)、中でも溶融線(FL)近傍のHAZの靭性劣化が顕著となる場合があり、また強度が過大となる傾向もある。したがって、C含有量は0.130%以下とする。C含有量は0.120%以下、0.110%以下又は0.100%以下であってもよい。
[C: 0.050 to 0.130%]
Carbon (C) is an element necessary for ensuring the strength of the base material, and is also an element constituting NbCN, which is a pinning particle. In order to obtain these effects sufficiently, the C content is set to 0.050% or more. The C content may be 0.060% or more, 0.070% or more, or 0.080% or more. On the other hand, if C is excessively contained, the toughness of the weld heat-affected zone (HAZ), especially the HAZ near the melt line (FL), may be significantly deteriorated in addition to the base metal, and the strength tends to be excessive. There is also. Therefore, the C content is set to 0.130% or less. The C content may be 0.120% or less, 0.110% or less, or 0.100% or less.
[Si:0.100~0.600%]
 ケイ素(Si)は脱酸元素であり、強度の向上にも寄与する元素である。これらの効果を十分に得るために、Si含有量は0.100%以上とする。Si含有量は0.150%以上、0.200%以上又は0.250%以上であってもよい。一方で、Siを過度に含有すると、島状マルテンサイトが生成し、靭性が低下する場合がある。したがって、Si含有量は0.600%以下とする。Si含有量は0.500%以下、0.400%以下又は0.350%以下であってもよい。
[Si: 0.100 to 0.600%]
Silicon (Si) is a deoxidizing element and is an element that also contributes to the improvement of strength. In order to obtain these effects sufficiently, the Si content is set to 0.100% or more. The Si content may be 0.150% or more, 0.200% or more, or 0.250% or more. On the other hand, if Si is excessively contained, island-shaped martensite may be formed and the toughness may be lowered. Therefore, the Si content is set to 0.600% or less. The Si content may be 0.500% or less, 0.400% or less, or 0.350% or less.
[Mn:1.100~1.800%]
 マンガン(Mn)は脱酸元素であり、焼入れ性を向上させる元素でもある。母材及びHAZの強度を十分に確保するために、Mn含有量は1.100%以上とする。Mn含有量は1.200%以上、1.250%以上又は1.350%以上であってもよい。一方で、Mnを過度に含有すると、偏析が増大し、焼入れ性が過剰となるため、強度が過度に上昇して靱性が低下する。したがって、Mn含有量は1.800%以下とする。Mn含有量は1.700%以下、1.650%以下又は1.600%以下であってもよい。
[Mn: 1.100 to 1.800%]
Manganese (Mn) is a deoxidizing element and is also an element that improves hardenability. In order to secure sufficient strength of the base material and HAZ, the Mn content shall be 1.100% or more. The Mn content may be 1.200% or more, 1.250% or more, or 1.350% or more. On the other hand, if Mn is excessively contained, segregation increases and hardenability becomes excessive, so that the strength is excessively increased and the toughness is decreased. Therefore, the Mn content is set to 1.800% or less. The Mn content may be 1.700% or less, 1.650% or less, or 1.600% or less.
[P:0.0200%以下]
 リン(P)は不純物であり、粒界に偏析して靭性を低下させる。このため、P含有量は0.0200%以下とする。P含有量は、好ましくは0.0150%以下、より好ましくは0.0100%以下、最も好ましくは0.0080%以下である。P含有量は少ないほど好ましいため、下限は特に規定しない。しかしながら、製造コストの観点から、P含有量は0.0001%以上、0.0005%以上又は0.0010%以上であってもよい。
[P: 0.0200% or less]
Phosphorus (P) is an impurity that segregates at grain boundaries and reduces toughness. Therefore, the P content is set to 0.0200% or less. The P content is preferably 0.0150% or less, more preferably 0.0100% or less, and most preferably 0.0080% or less. Since the smaller the P content is, the more preferable it is, the lower limit is not particularly specified. However, from the viewpoint of manufacturing cost, the P content may be 0.0001% or more, 0.0005% or more, or 0.0010% or more.
[S:0.0100%以下]
 硫黄(S)は不純物であり、中心偏析を助長し、脆性破壊の起点となる延伸形状のMnSが生成する原因となることがある。このため、S含有量は0.0100%以下とする。S含有量は、好ましくは0.0080%、より好ましくは0.0060%、最も好ましくは0.0050%以下である。S含有量は少ないほど好ましいため、下限は特に規定しない。しかしながら、製造コストの観点から、S含有量は0.0001%以上、0.0005%以上又は0.0010%以上であってもよい。
[S: 0.0100% or less]
Sulfur (S) is an impurity that promotes central segregation and may cause the formation of stretched MnS, which is the starting point of brittle fracture. Therefore, the S content is set to 0.0100% or less. The S content is preferably 0.0080%, more preferably 0.0060%, and most preferably 0.0050% or less. Since the smaller the S content is, the more preferable it is, the lower limit is not particularly specified. However, from the viewpoint of manufacturing cost, the S content may be 0.0001% or more, 0.0005% or more, or 0.0010% or more.
[Mo:0.050~0.500%]
 モリブデン(Mo)は、母材の強度と靱性を向上させる元素である。このような効果を十分に得るために、Mo含有量は0.050%以上とする。Mo含有量は0.100%以上、0.150%以上又は0.200%以上であってもよい。一方で、Moを過度に含有すると、母材の強度が過剰に上昇して靱性を損なうことがある。このため、Mo含有量は0.500%以下とする。Mo含有量は0.450%以下、0.400%以下又は0.350%以下であってもよい。
[Mo: 0.050 to 0.500%]
Molybdenum (Mo) is an element that improves the strength and toughness of the base metal. In order to obtain such an effect sufficiently, the Mo content is set to 0.050% or more. The Mo content may be 0.100% or more, 0.150% or more, or 0.200% or more. On the other hand, if Mo is excessively contained, the strength of the base metal may be excessively increased and the toughness may be impaired. Therefore, the Mo content is set to 0.500% or less. The Mo content may be 0.450% or less, 0.400% or less, or 0.350% or less.
[V:0.005~0.100%]
 バナジウム(V)は、焼戻工程及び溶接後熱処理工程で炭窒化物を析出し、母材の強度の向上に寄与する元素である。このような効果を十分に得るために、V含有量は0.005%以上とする。V含有量は0.010%以上、0.015%以上又は0.020%以上であってもよい。一方で、Vを過度に含有させても効果が飽和し、靱性劣化を招くことがある。このため、V含有量は0.100%以下とする。V含有量は0.080%以下、0.060%以下又は0.040%以下であってもよい。
[V: 0.005 to 0.100%]
Vanadium (V) is an element that precipitates carbonitride in the tempering step and the post-welding heat treatment step, and contributes to the improvement of the strength of the base metal. In order to obtain such an effect sufficiently, the V content is set to 0.005% or more. The V content may be 0.010% or more, 0.015% or more, or 0.020% or more. On the other hand, even if V is excessively contained, the effect is saturated and the toughness may be deteriorated. Therefore, the V content is set to 0.100% or less. The V content may be 0.080% or less, 0.060% or less, or 0.040% or less.
[Nb:0.005~0.100%]
 ニオブ(Nb)は、NbCNの形態におけるピン止め効果により組織を微細化し、低温靱性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、Nb含有量は0.005%以上である必要がある。Nb含有量は、好ましくは0.010%以上、より好ましくは0.015%以上、最も好ましくは0.020%以上である。一方で、Nbを過度に含有させてもピン止め効果が飽和するとともに、粗大な炭化物や窒化物の析出による靱性劣化を招くことがある。このため、Nb含有量は0.100%以下とする。Nb含有量は0.080%以下、0.070%以下又は0.050%以下であってもよい。
[Nb: 0.005 to 0.100%]
Niobium (Nb) is an element that refines the structure by the pinning effect in the form of NbCN and improves low temperature toughness. In order to obtain such an effect, the Nb content needs to be 0.005% or more. The Nb content is preferably 0.010% or more, more preferably 0.015% or more, and most preferably 0.020% or more. On the other hand, even if Nb is excessively contained, the pinning effect is saturated and the toughness may be deteriorated due to the precipitation of coarse carbides and nitrides. Therefore, the Nb content is set to 0.100% or less. The Nb content may be 0.080% or less, 0.070% or less, or 0.050% or less.
[Al:0.001~0.080%]
 アルミニウム(Al)は脱酸元素であり、セメンタイト生成を抑制する元素でもある。さらに、Alはピン止め粒子AlNとして細粒化に寄与する。これらの効果の少なくとも1つを得るために、Al含有量は0.001%以上とする。Al含有量は0.015%以上、0.020%以上又は0.025%以上であってもよい。一方で、Alを過度に含有すると、介在物が多くなり、靱性低下を招くことがある。このため、Al含有量は0.080%以下とする。Al含有量は0.070%以下、0.060%以下又は0.050%以下であってもよい。
[Al: 0.001 to 0.080%]
Aluminum (Al) is a deoxidizing element and is also an element that suppresses the formation of cementite. Further, Al contributes to fine particle formation as pinning particles AlN. In order to obtain at least one of these effects, the Al content is set to 0.001% or more. The Al content may be 0.015% or more, 0.020% or more, or 0.025% or more. On the other hand, if Al is excessively contained, the amount of inclusions increases, which may lead to a decrease in toughness. Therefore, the Al content is set to 0.080% or less. The Al content may be 0.070% or less, 0.060% or less, or 0.050% or less.
[B:0.0003~0.0030%]
 ホウ素(B)は粒界に偏析して焼入れ性を向上させる元素であり、また最終組織を細粒化する効果を有する。これらの効果を十分に得るために、B含有量は0.0003%以上とする。B含有量は0.0005%以上、0.0007%以上、0.0010%以上であってもよい。一方で、Bを過度に含有すると、窒化ホウ素(BN)を形成して靭性の低下を招くことがある。このため、B含有量は0.0030%以下とする。B含有量は0.0028%以下、0.0025%以下又は0.0020%以下であってもよい。
[B: 0.0003 to 0.0030%]
Boron (B) is an element that segregates at grain boundaries to improve hardenability, and also has the effect of making the final structure finer. In order to obtain these effects sufficiently, the B content is set to 0.0003% or more. The B content may be 0.0005% or more, 0.0007% or more, 0.0010% or more. On the other hand, if B is excessively contained, boron nitride (BN) may be formed, resulting in a decrease in toughness. Therefore, the B content is set to 0.0030% or less. The B content may be 0.0028% or less, 0.0025% or less, or 0.0020% or less.
[N:0.0100%以下]
 窒素(N)は窒化物を形成する元素であり、特にBNを形成すると、Bの持つ焼入れ性向上効果を阻害する場合がある。このため、N含有量は0.0100%以下とする。N含有量は、好ましくは0.0080%以下、より好ましくは0.0060%以下、最も好ましくは0.0050%以下である。一方で、Nを過度に低減すると、脱窒コストがかかり、さらにはピン止め粒子であるNbCNを十分に形成できない場合がある。したがって、N含有量は0.0003%以上であることが好ましく、0.0005%以上、0.0010%以上又は0.0015%以上であってもよい。
[N: 0.0100% or less]
Nitrogen (N) is an element that forms a nitride, and particularly when BN is formed, it may hinder the hardenability improving effect of B. Therefore, the N content is set to 0.0100% or less. The N content is preferably 0.0080% or less, more preferably 0.0060% or less, and most preferably 0.0050% or less. On the other hand, if N is excessively reduced, denitrification cost is high, and NbCN, which is a pinning particle, may not be sufficiently formed. Therefore, the N content is preferably 0.0003% or more, and may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more.
[O:0.0100%以下]
 酸素(O)は不純物であり、このため0.0100%以下とする。O含有量は、好ましくは0.0060%以下、より好ましくは0.0040%以下、最も好ましくは0.0030%以下である。Oは可能な限り低減することが好ましいが、脱酸コストの観点から、O含有量は0.0001%以上、0.0002%以上、又は0.0003%以上であってもよい。
[O: 0.0100% or less]
Oxygen (O) is an impurity, so it should be 0.0100% or less. The O content is preferably 0.0060% or less, more preferably 0.0040% or less, and most preferably 0.0030% or less. It is preferable to reduce O as much as possible, but from the viewpoint of deoxidation cost, the O content may be 0.0001% or more, 0.0002% or more, or 0.0003% or more.
[Ti:0.005~0.100%]
 Bを焼入れ性向上において有効に機能させるためには、BをBNとして析出させないこと、すなわちNを固定する必要がある。チタン(Ti)は、窒化チタン(TiN)を形成して鋼中の固溶窒素を消費することにより、Bが固溶窒素と結びついてBNを形成するのを阻害するのに有効な元素である。このような効果を十分に得るために、Ti含有量は0.005%以上とする。Ti含有量は0.010%以上、0.015%以上又は0.020%以上であってもよい。一方で、Tiを過度に含有すると、Ti酸化物やTi-Al酸化物が形成されて分散密度が低下し、小入熱の溶接熱影響部の組織を微細化する効果が低下することがある。このため、Ti含有量は0.100%以下とする。Ti含有量は0.080%以下、0.060%以下又は0.050%以下であってもよい。
[Ti: 0.005 to 0.100%]
In order for B to function effectively in improving hardenability, it is necessary not to precipitate B as BN, that is, to fix N. Titanium (Ti) is an element effective in inhibiting B from binding to solid solution nitrogen to form BN by forming titanium nitride (TiN) and consuming the solid solution nitrogen in the steel. .. In order to obtain such an effect sufficiently, the Ti content is set to 0.005% or more. The Ti content may be 0.010% or more, 0.015% or more, or 0.020% or more. On the other hand, if Ti is excessively contained, Ti oxide and Ti-Al oxide may be formed to reduce the dispersion density, and the effect of refining the structure of the weld heat affected zone of small heat input may be reduced. .. Therefore, the Ti content is set to 0.100% or less. The Ti content may be 0.080% or less, 0.060% or less, or 0.050% or less.
 本発明の実施形態2に係る厚鋼板の基本化学組成は上記のとおりである。さらに、当該厚鋼板は、必要に応じて以下の任意選択元素のうち1種又は2種以上を含有してもよい。以下、これらの任意選択元素について詳しく説明する。 The basic chemical composition of the thick steel sheet according to the second embodiment of the present invention is as described above. Further, the thick steel plate may contain one or more of the following optional elements, if necessary. Hereinafter, these optional elements will be described in detail.
[Cu:0~0.500%]
 銅(Cu)は、強度の上昇に寄与する元素である。Cu含有量は0%であってもよいが、このような効果を得るためには、Cu含有量は0.050%以上であることが好ましい。Cu含有量は0.150%以上、0.200%以上又は0.250%以上であってもよい。一方で、Cuを過度に含有すると、母材の靱性が低下することがある。このため、Cu含有量は0.500%以下とする。Cu含有量を0.450%以下、0.400%以下又は0.350%以下であってもよい。
[Cu: 0 to 0.500%]
Copper (Cu) is an element that contributes to the increase in strength. The Cu content may be 0%, but in order to obtain such an effect, the Cu content is preferably 0.050% or more. The Cu content may be 0.150% or more, 0.200% or more, or 0.250% or more. On the other hand, if Cu is excessively contained, the toughness of the base metal may decrease. Therefore, the Cu content is set to 0.500% or less. The Cu content may be 0.450% or less, 0.400% or less, or 0.350% or less.
[Ni:0~0.800%]
 ニッケル(Ni)は、靱性を確保するために有効な元素である。Ni含有量は0%であってもよいが、このような効果を得るためには、Ni含有量は0.100%以上であることが好ましい。Ni含有量は0.200%以上、0.250%以上又は0.300%以上であってもよい。一方で、Niを過度に含有すると、製造コストが上昇するのに加えて、焼入れ性が過剰となり却って母材の靱性が低下することがある。このため、Ni含有量は0.800%以下とする。Ni含有量は0.700%以下、0.650%以下又は0.600%以下であってもよい。
[Ni: 0 to 0.800%]
Nickel (Ni) is an effective element for ensuring toughness. The Ni content may be 0%, but in order to obtain such an effect, the Ni content is preferably 0.100% or more. The Ni content may be 0.200% or more, 0.250% or more, or 0.300% or more. On the other hand, if Ni is excessively contained, in addition to increasing the manufacturing cost, the hardenability may become excessive and the toughness of the base metal may decrease. Therefore, the Ni content is set to 0.800% or less. The Ni content may be 0.700% or less, 0.650% or less, or 0.600% or less.
[Cr:0~0.50%]
 クロム(Cr)は、耐炭酸ガス腐食性や焼入れ性の向上に寄与し、強度に影響を与える元素である。Cr含有量は0%であってもよいが、これらの効果を得るためには、Cr含有量は0.05%以上であることが好ましい。Cr含有量は0.10%以上、0.15%以上又は0.20%以上であってもよい。一方で、Crを過度に含有すると、HAZの靱性が低下することがある。このため、Cr含有量は0.50%以下とする。Cr含有量は0.45%以下、0.40%以下又は0.35%以下であってもよい。
[Cr: 0 to 0.50%]
Chromium (Cr) is an element that contributes to the improvement of carbon dioxide corrosion resistance and hardenability and affects the strength. The Cr content may be 0%, but in order to obtain these effects, the Cr content is preferably 0.05% or more. The Cr content may be 0.10% or more, 0.15% or more, or 0.20% or more. On the other hand, if Cr is excessively contained, the toughness of HAZ may decrease. Therefore, the Cr content is set to 0.50% or less. The Cr content may be 0.45% or less, 0.40% or less, or 0.35% or less.
[W:0~0.50%]
 タングステン(W)は、耐食性向上に寄与し、強度に影響を与える元素である。W含有量は0%であってもよいが、これらの効果を得るためには、W含有量は0.05%以上であることが好ましい。W含有量は0.10%以上、0.15%以上又は0.20%以上であってもよい。一方で、Wを過度に含有すると、HAZの靱性が低下することがある。このため、W含有量は0.50%以下とする。W含有量は0.45%以下、0.40%以下又は0.35%以下であってもよい。
[W: 0 to 0.50%]
Tungsten (W) is an element that contributes to the improvement of corrosion resistance and affects the strength. The W content may be 0%, but in order to obtain these effects, the W content is preferably 0.05% or more. The W content may be 0.10% or more, 0.15% or more, or 0.20% or more. On the other hand, if W is excessively contained, the toughness of HAZ may decrease. Therefore, the W content is set to 0.50% or less. The W content may be 0.45% or less, 0.40% or less, or 0.35% or less.
[Sn:0~0.050%]
 スズ(Sn)は、強度に影響を与える元素である。Sn含有量は0%であってもよいが、この効果を得るためには、Sn含有量は0.005%以上であることが好ましい。Sn含有量は0.010%以上、0.015%以上又は0.020%以上であってもよい。一方で、Snを過度に含有すると、靱性が低下することがある。このため、Sn含有量は0.050%以下とする。Sn含有量は0.045%以下、0.040%以下又は0.035%以下であってもよい。
[Sn: 0 to 0.050%]
Tin (Sn) is an element that affects strength. The Sn content may be 0%, but in order to obtain this effect, the Sn content is preferably 0.005% or more. The Sn content may be 0.010% or more, 0.015% or more, or 0.020% or more. On the other hand, if Sn is contained excessively, the toughness may decrease. Therefore, the Sn content is set to 0.050% or less. The Sn content may be 0.045% or less, 0.040% or less, or 0.035% or less.
[Ca:0~0.0050%]
 カルシウム(Ca)は、酸化物や硫化物の形態を制御する元素である。Ca含有量は0%であってもよいが、このような効果を得るためには、0.0001%以上であることが好ましい。Ca含有量は0.0005%以上、0.0010%以上又は0.0015%以上であってもよい。Caを過度に含有すると、上記の効果が飽和し、介在物の形成によって靭性を損なうことがある。このため、Ca含有量は0.0050%以下とする。Ca含有量は0.0045%以下、0.0040%以下又は0.0035%以下であってもよい。
[Ca: 0 to 0.0050%]
Calcium (Ca) is an element that controls the morphology of oxides and sulfides. The Ca content may be 0%, but in order to obtain such an effect, it is preferably 0.0001% or more. The Ca content may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more. Excessive Ca content may saturate the above effects and impair toughness due to the formation of inclusions. Therefore, the Ca content is set to 0.0050% or less. The Ca content may be 0.0045% or less, 0.0040% or less, or 0.0035% or less.
[Mg:0~0.0050%]
 マグネシウム(Mg)は、酸化物や硫化物の形態を制御する元素である。Mg含有量は0%であってもよいが、このような効果を得るためには、0.0001%以上であることが好ましい。Mg含有量は0.0005%以上、0.0010%以上又は0.0015%以上であってもよい。Mgを過度に含有すると、上記の効果が飽和し、介在物の形成によって靭性を損なうことがある。このため、Mg含有量は0.0050%以下とする。Mg含有量は0.0045%以下、0.0040%以下又は0.0035%以下であってもよい。
[Mg: 0 to 0.0050%]
Magnesium (Mg) is an element that controls the morphology of oxides and sulfides. The Mg content may be 0%, but in order to obtain such an effect, it is preferably 0.0001% or more. The Mg content may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more. Excessive content of Mg saturates the above effects and may impair toughness due to the formation of inclusions. Therefore, the Mg content is set to 0.0050% or less. The Mg content may be 0.0045% or less, 0.0040% or less, or 0.0035% or less.
[REM:0~0.0100%]
 希土類金属(REM)は、酸化物や硫化物の形態を制御する元素である。REM含有量は0%であってもよいが、このような効果を得るためには、0.0001%以上であることが好ましい。REM含有量は0.0005%以上、0.0010%以上又は0.0015%以上であってもよい。REMを過度に含有すると、上記の効果が飽和し、介在物の形成によって靭性を損なうことがある。このため、REM含有量は0.0100%以下とする。REM含有量は0.0080%以下、0.0060%以下又は0.0040%以下であってもよい。
 なお、本明細書におけるREMとは、原子番号21番のスカンジウム(Sc)、原子番号39番のイットリウム(Y)、及び、ランタノイドである原子番号57番のランタン(La)~原子番号71番のルテチウム(Lu)からなる群から選択される1種以上の元素であり、REM含有量はこれら元素の合計含有量である。
[REM: 0 to 0.0100%]
Rare earth metals (REM) are elements that control the morphology of oxides and sulfides. The REM content may be 0%, but in order to obtain such an effect, it is preferably 0.0001% or more. The REM content may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more. Excessive content of REM saturates the above effects and may impair toughness due to the formation of inclusions. Therefore, the REM content is set to 0.0100% or less. The REM content may be 0.0080% or less, 0.0060% or less, or 0.0040% or less.
The REMs in the present specification are lutetium (Sc) having an atomic number of 21, yttrium (Y) having an atomic number of 39, and lanthanum (La) having an atomic number of 57 to 71, which are lanthanoids. It is one or more elements selected from the group consisting of lutetium (Lu), and the REM content is the total content of these elements.
 本発明の実施形態2に係る厚鋼板において、上記の元素以外の残部は、Fe及び不純物である。不純物とは、厚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等である。 In the thick steel sheet according to the second embodiment of the present invention, the balance other than the above elements is Fe and impurities. Impurities are components that are mixed in by various factors in the manufacturing process, including raw materials such as ore and scrap, when thick steel sheets are industrially manufactured.
 実施形態2に係る厚鋼板の炭素当量(Ceq)、結晶粒の粗大粒径、結晶粒の平均粒径、結晶粒のアスペクト比、厚鋼板の組織、板厚、及び機械特性については、実施形態1に関連して上で説明したとおりである。 The carbon equivalent (Ceq) of the thick steel sheet, the coarse grain size of the crystal grains, the average grain size of the crystal grains, the aspect ratio of the crystal grains, the structure of the thick steel sheet, the plate thickness, and the mechanical properties according to the second embodiment are described in the embodiment. As explained above in relation to 1.
[実施形態2に係る厚鋼板の製造方法]
 次に、実施形態2に係る厚鋼板の製造方法について説明する。以下の説明は、実施形態2に係る厚鋼板を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該厚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。
[Manufacturing method of thick steel plate according to the second embodiment]
Next, a method for manufacturing a thick steel sheet according to the second embodiment will be described. The following description is intended to illustrate a characteristic method for manufacturing the thick steel sheet according to the second embodiment, and is limited to those in which the thick steel sheet is manufactured by the manufacturing method as described below. It is not intended to be done.
 実施形態2に係る厚鋼板の製造方法は、均質化熱処理工程、熱間圧延工程、焼入工程、中間熱処理工程、及び焼戻工程を含む。以下、各工程についてより詳細に説明する。本製造方法に供する鋼片としては、本実施形態の化学組成の範囲内であれば、特には限定されず、当業者に公知の任意の適切な鋳造条件下で製造された鋼片を使用することができる。例えば、鋼片は、造塊-分塊スラブであってもよいし、連続鋳造スラブであってもよい。製造効率、歩留り及び省エネルギーの観点からは、鋼片としては連続鋳造スラブを用いることが好ましい。 The method for producing a thick steel sheet according to the second embodiment includes a homogenizing heat treatment step, a hot rolling step, a quenching step, an intermediate heat treatment step, and a tempering step. Hereinafter, each step will be described in more detail. The steel piece to be used in the present production method is not particularly limited as long as it is within the range of the chemical composition of the present embodiment, and a steel piece produced under any suitable casting conditions known to those skilled in the art is used. be able to. For example, the piece of steel may be an ingot-slab slab or a continuously cast slab. From the viewpoint of production efficiency, yield and energy saving, it is preferable to use a continuously cast slab as the steel piece.
[均質化熱処理工程]
 まず、実施形態2において規定される化学組成を有する鋼片が、熱間圧延工程の前に均質化熱処理工程において均質化のために加熱される。粗大な組織の形成を抑制するためには、ピン止め粒子の利用及び制御が重要である。本実施形態では、ピン止め粒子としてNbCNが利用される。しかしながら、Nbは一般に正偏析部に偏析する性質を有するため、単にNbを厚鋼板中に含有させても、形成されるNbCNがピン止め粒子として有効には機能せず、負偏析部に粗大粒が形成しやすい。本実施形態においては、Nb含有量に応じた条件下で、熱間圧延の前に均質化熱処理を行うことでNb偏析を拡散させ、形成されるNbCNをピン止め粒子として有効に機能させることで粗大粒の形成、特には負偏析部での粗大粒の形成を抑制することができる。
[Homogenization heat treatment process]
First, the steel pieces having the chemical composition specified in the second embodiment are heated for homogenization in the homogenization heat treatment step before the hot rolling step. The use and control of pinned particles is important to suppress the formation of coarse tissue. In this embodiment, NbCN is used as the pinning particles. However, since Nb generally has the property of segregating in the positive segregation portion, even if Nb is simply contained in the thick steel plate, the formed NbCN does not effectively function as pinning particles, and coarse particles are formed in the negative segregation portion. Is easy to form. In the present embodiment, Nb segregation is diffused by performing homogenization heat treatment before hot rolling under conditions according to the Nb content, and the formed NbCN effectively functions as pinning particles. It is possible to suppress the formation of coarse particles, particularly the formation of coarse particles in the negative segregation portion.
 より具体的には、均質化熱処理の際に下記式1によって求められる温度T℃以上で滞留した時間と当該滞留時間(h)における平均温度(℃)との積Sを20000~100000(℃・h)の範囲内とすることで、厚鋼板において結晶粒の粗大粒径が45μm以下でかつ当該結晶粒の平均粒径が25μm以下である微細な組織を形成させることができる。
 T=4500/(2-log[Nb])-200   ・・・式1
 ここで、[Nb]はNb含有量(質量%)である。
More specifically, the product S of the time spent at the temperature T ° C. or higher determined by the following formula 1 and the average temperature (° C.) at the residence time (h) during the homogenizing heat treatment is 20000 to 100,000 (° C.). By setting the temperature within the range of h), it is possible to form a fine structure in the thick steel sheet in which the coarse grain size of the crystal grains is 45 μm or less and the average grain size of the crystal grains is 25 μm or less.
T = 4500 / (2-log [Nb])-200 ... Equation 1
Here, [Nb] is the Nb content (mass%).
 Sが20000(℃・h)未満の場合には、均質化熱処理が十分でないために、負偏析部での粗大粒の形成を十分に抑制することができない。一方で、Sが100000(℃・h)を超えるような高温長時間の均質化熱処理を行うと、たとえNb偏析を拡散させてNbCN粒子を形成しても、当該NbCN粒子によるピン止め効果を十分に発揮させることができず、結晶粒の粗大化が進行してしまうことがある。均質化熱処理工程後、鋼片は室温まで空冷される。 When S is less than 20000 (° C.h), the homogenization heat treatment is not sufficient, so that the formation of coarse particles in the negative segregation portion cannot be sufficiently suppressed. On the other hand, when homogenization heat treatment is performed at a high temperature for a long time so that S exceeds 100,000 (° C. h), even if Nb segregation is diffused to form NbCN particles, the pinning effect of the NbCN particles is sufficient. It may not be possible to exert the effect, and the coarsening of crystal grains may progress. After the homogenization heat treatment step, the steel pieces are air-cooled to room temperature.
[熱間圧延工程]
 次に、鋼片は、熱間圧延工程において再加熱され、次いで一般的に圧下率50%以上で熱間圧延される。再加熱の温度は、圧延ロールの負荷を低減する観点から1000℃以上とすることが好ましく、組織の粗大化を抑制する観点から1250℃以下とすることが好ましい。
[Hot rolling process]
Next, the steel pieces are reheated in the hot rolling step and then hot rolled, generally at a rolling reduction of 50% or more. The reheating temperature is preferably 1000 ° C. or higher from the viewpoint of reducing the load on the rolling roll, and preferably 1250 ° C. or lower from the viewpoint of suppressing coarsening of the structure.
 次いで、熱間圧延された鋼板は、800℃から500℃まで2.0℃/s以上の平均冷却速度で冷却される。このような冷却速度で冷却することにより、熱間圧延後の組織においてフェライト分率を増加させ、最終組織を細粒化させるとともに靱性を向上させることができる。Bを0.0003%以上含む実施形態2に係る厚鋼板の製造では、熱間圧延後の冷却を2.0℃/s未満の比較的遅い平均冷却速度で実施すると、熱間圧延後の組織においてベイナイト分率が増加し、最終組織が粗大化して靱性が低下する場合がある。 Next, the hot-rolled steel sheet is cooled from 800 ° C. to 500 ° C. at an average cooling rate of 2.0 ° C./s or higher. By cooling at such a cooling rate, the ferrite fraction can be increased in the structure after hot rolling, the final structure can be made finer, and the toughness can be improved. In the production of the thick steel sheet according to the second embodiment containing 0.0003% or more of B, when cooling after hot rolling is performed at a relatively slow average cooling rate of less than 2.0 ° C./s, the structure after hot rolling is obtained. In some cases, the bainite fraction increases, the final structure becomes coarse, and the toughness decreases.
[焼入工程]
 熱間圧延工程後、鋼板は一旦150℃以下まで冷却され、次いで800℃以上の温度(焼入温度)に再加熱され、次に1.0℃/s以上の平均冷却速度で200℃以下まで冷却される。このような焼入れ処理を行うことにより、組織を微細化してPWHT後であっても所望の強度(引張強度及び降伏強度)を確保するとともに低温靭性を向上させることができる。一方で、1.0℃/s未満での冷却又は200℃よりも高温での冷却停止では、十分な焼入組織を得ることができず、所望の強度を確保できない場合がある。
[Quenching process]
After the hot rolling process, the steel sheet is once cooled to 150 ° C or lower, then reheated to a temperature of 800 ° C or higher (quenching temperature), and then to 200 ° C or lower at an average cooling rate of 1.0 ° C / s or higher. It is cooled. By performing such a quenching treatment, the structure can be made finer to secure desired strength (tensile strength and yield strength) even after PWHT, and to improve low temperature toughness. On the other hand, if cooling is performed at a temperature of less than 1.0 ° C./s or cooling is stopped at a temperature higher than 200 ° C., a sufficient hardened structure cannot be obtained, and a desired strength may not be secured.
[中間熱処理工程]
 次に、鋼板は、中間熱処理工程において650~850℃に加熱され、次いで1.0℃/s以上の平均冷却速度で200℃以下まで冷却される。このような中間熱処理を行うことにより、軟化と繰り返し焼入れの効果で組織の微細化を促進させることができる。ただし、中間熱処理工程は、後述する焼戻工程で十分な焼戻しを行うことができる場合には省略してもよい。
[Intermediate heat treatment process]
Next, the steel sheet is heated to 650 to 850 ° C. in the intermediate heat treatment step, and then cooled to 200 ° C. or lower at an average cooling rate of 1.0 ° C./s or more. By performing such an intermediate heat treatment, the micronization of the structure can be promoted by the effects of softening and repeated quenching. However, the intermediate heat treatment step may be omitted if sufficient tempering can be performed in the tempering step described later.
[焼戻工程]
 最後に、鋼板は、焼戻工程において焼戻し処理され、具体的には550~700℃の焼戻温度で30分~1時間にわたり加熱される。このような焼戻し処理により、強度を適切な範囲に調整するとともに靭性の向上を図ることができる。焼戻し後の冷却速度は特に限定されず、例えば空冷によって冷却すればよい。
[Tempering process]
Finally, the steel sheet is tempered in the tempering step, specifically heated at a tempering temperature of 550 to 700 ° C. for 30 minutes to 1 hour. By such tempering treatment, the strength can be adjusted to an appropriate range and the toughness can be improved. The cooling rate after tempering is not particularly limited, and cooling may be performed by, for example, air cooling.
<実施形態3>
 本発明の実施形態3に係る厚鋼板は、質量%で、
 C:0.050~0.130%、
 Si:0.100~0.600%、
 Mn:1.100~1.800%、
 P:0.0200%以下、
 S:0.0100%以下、
 Mo:0.050~0.500%、
 V:0.005~0.100%、
 Nb:0~0.100%、
 Al:0.081~0.120%、
 B:0.0003%未満、
 N:0.0100%以下、
 O:0.0100%以下、
 Cu:0~0.500%、
 Ni:0~0.800%、
 Cr:0~0.50%、
 W:0~0.50%、
 Ti:0~0.100%、
 Sn:0~0.050%、
 Ca:0~0.0050%、
 Mg:0~0.0050%、
 REM:0~0.0100%、並びに
 残部:Fe及び不純物からなる化学組成を含み、
 [Al]×[N]≧3.2×10-4(ここで、[Al]及び[N]はそれぞれAl及びNの含有量(質量%)である)を満足し、
 方位差15°以上の境界で囲まれた結晶粒の粗大粒径が45μm以下であり、かつ前記結晶粒の平均粒径が25μm以下である組織を含み、
 580~730MPaの引張強度を有し、
 70mm以上の板厚を有することを特徴としている。
<Embodiment 3>
The thick steel plate according to the third embodiment of the present invention is based on mass%.
C: 0.050 to 0.130%,
Si: 0.100 to 0.600%,
Mn: 1.100 to 1.800%,
P: 0.0200% or less,
S: 0.0100% or less,
Mo: 0.050 to 0.500%,
V: 0.005 to 0.100%,
Nb: 0 to 0.100%,
Al: 0.081 to 0.120%,
B: Less than 0.0003%,
N: 0.0100% or less,
O: 0.0100% or less,
Cu: 0 to 0.500%,
Ni: 0 to 0.800%,
Cr: 0 to 0.50%,
W: 0 to 0.50%,
Ti: 0 to 0.100%,
Sn: 0 to 0.050%,
Ca: 0 to 0.0050%,
Mg: 0 to 0.0050%,
REM: 0 to 0.0100%, and balance: containing a chemical composition consisting of Fe and impurities.
Satisfying [Al] × [N] ≧ 3.2 × 10 -4 (where [Al] and [N] are the contents (mass%) of Al and N, respectively).
It contains a structure in which the coarse particle size of the crystal grains surrounded by the boundary having an orientation difference of 15 ° or more is 45 μm or less and the average particle size of the crystal grains is 25 μm or less.
It has a tensile strength of 580 to 730 MPa and has a tensile strength of 580 to 730 MPa.
It is characterized by having a plate thickness of 70 mm or more.
 先に述べたとおり、溶接後熱処理(PWHT)後には不純物元素の濃化や合金炭化物の粗大化等により低温靱性が低下する傾向があるため、PWHT後の低温靱性を向上させることは一般に困難である。これに関連して、粗大な組織の形成を抑制するためにピン止め粒子の利用及び制御が有効な場合があることが知られている。このような観点から、本発明者らは、結晶粒の微細化に関連してピン止め粒子としてAlNを利用することに着目しそして検討を行った。ここで、ピン止めには微細分散した粒子が効果的であり、粗大な粒子はピン止めに寄与しないことが一般に知られている。一方で、粗大なAlNが存在すると、ピン止めに寄与しないばかりではなく、部分的に結晶粒が粗大化してしまうという問題がある。そこで、本発明者らは、Al及びN含有量を適切な範囲内とするとともに、熱間圧延工程の前にこれらの含有量に応じた温度条件下で加熱を行うことによりAlNを一旦固溶させ、熱間圧延工程後に粗大なAlNが残留しないようにすることで、AlNをピン止め粒子として有効に機能させて粗大粒の形成を抑制することができることを見出した。 As described above, it is generally difficult to improve the low temperature toughness after PWHT because the low temperature toughness tends to decrease after the post-weld heat treatment (PWHT) due to the concentration of impurity elements and the coarsening of alloy carbides. be. In this regard, it is known that the use and control of pinned particles may be effective in suppressing the formation of coarse tissue. From this point of view, the present inventors have focused on and studied the use of AlN as pinning particles in relation to the miniaturization of crystal grains. Here, it is generally known that finely dispersed particles are effective for pinning, and coarse particles do not contribute to pinning. On the other hand, the presence of coarse AlN not only does not contribute to pinning, but also has a problem that the crystal grains are partially coarsened. Therefore, the present inventors set the Al and N contents within an appropriate range, and once solid-dissolve AlN by heating under temperature conditions corresponding to these contents before the hot rolling step. It was found that by preventing the coarse AlN from remaining after the hot rolling step, the AlN can effectively function as pinning particles and the formation of the coarse grains can be suppressed.
 より具体的には、本発明者らは、熱間圧延工程前の加熱の際に下記式4によって求められるAlN固溶温度Ts℃以上でかつ1300℃以下の温度で鋼片を加熱することで、熱間圧延工程後に粗大なAlNを残留させずに、当該AlNをピン止め粒子として有効に機能させて、厚鋼板において結晶粒の粗大粒径が45μm以下でかつ当該結晶粒の平均粒径が25μm以下である微細な組織を形成させることができることを見出した。その結果として、本発明の実施形態3によれば、低温靱性が一般に低下するPWHT後であっても、結晶粒の粗大粒径及び平均粒径が上記範囲内にない組織の場合と比較して、顕著に改善された低温靭性を有する厚鋼板を得ることが可能となる。
 Ts=7400/(1.95-log([Al]×[N]))-273  ・・・式4
 ここで、[Al]及び[N]はそれぞれAl及びNの含有量(質量%)である。
More specifically, the present inventors heat the steel piece at an AlN solid solution temperature of Ts ° C. or higher and 1300 ° C. or lower, which is obtained by the following formula 4 during heating before the hot rolling process. After the hot rolling step, the AlN is effectively functioned as pinning particles without leaving coarse AlN, and the coarse particle size of the crystal grains is 45 μm or less and the average particle size of the crystal grains is 45 μm or less in the thick steel sheet. It has been found that a fine structure having a size of 25 μm or less can be formed. As a result, according to the third embodiment of the present invention, even after PWHT in which the low temperature toughness generally decreases, as compared with the case of a structure in which the coarse particle size and the average particle size of the crystal grains are not within the above ranges. It is possible to obtain a thick steel plate having significantly improved low temperature toughness.
Ts = 7400 / (1.95-log ([Al] × [N]))-273 ・ ・ ・ Equation 4
Here, [Al] and [N] are the contents (mass%) of Al and N, respectively.
 以下、本発明の実施形態3に係る厚鋼板について詳しく説明する。以下の説明において、各元素の含有量の単位である「%」は、特に断りがない限り「質量%」を意味するものである。 Hereinafter, the thick steel plate according to the third embodiment of the present invention will be described in detail. In the following description, "%", which is a unit of the content of each element, means "mass%" unless otherwise specified.
[C:0.050~0.130%]
 炭素(C)は、母材の強度確保のために必要な元素である。このような効果を十分に得るために、C含有量は0.050%以上とする。C含有量は0.060%以上、0.070%以上又は0.080%以上であってもよい。一方で、Cを過度に含有すると、母材に加え、溶接熱影響部(HAZ)、中でも溶融線(FL)近傍のHAZの靭性劣化が顕著となる場合があり、また強度が過大となる傾向もある。したがって、C含有量は0.130%以下とする。C含有量は0.120%以下、0.110%以下又は0.100%以下であってもよい。
[C: 0.050 to 0.130%]
Carbon (C) is an element necessary for ensuring the strength of the base metal. In order to obtain such an effect sufficiently, the C content is set to 0.050% or more. The C content may be 0.060% or more, 0.070% or more, or 0.080% or more. On the other hand, if C is excessively contained, the toughness of the weld heat-affected zone (HAZ), especially the HAZ near the melt line (FL), may be significantly deteriorated in addition to the base metal, and the strength tends to be excessive. There is also. Therefore, the C content is set to 0.130% or less. The C content may be 0.120% or less, 0.110% or less, or 0.100% or less.
[Si:0.100~0.600%]
 ケイ素(Si)は脱酸元素であり、強度の向上にも寄与する元素である。これらの効果を十分に得るために、Si含有量は0.100%以上とする。Si含有量は0.150%以上、0.200%以上又は0.250%以上であってもよい。一方で、Siを過度に含有すると、島状マルテンサイトが生成し、靭性が低下する場合がある。したがって、Si含有量は0.600%以下とする。Si含有量は0.500%以下、0.400%以下又は0.350%以下であってもよい。
[Si: 0.100 to 0.600%]
Silicon (Si) is a deoxidizing element and is an element that also contributes to the improvement of strength. In order to obtain these effects sufficiently, the Si content is set to 0.100% or more. The Si content may be 0.150% or more, 0.200% or more, or 0.250% or more. On the other hand, if Si is excessively contained, island-shaped martensite may be formed and the toughness may be lowered. Therefore, the Si content is set to 0.600% or less. The Si content may be 0.500% or less, 0.400% or less, or 0.350% or less.
[Mn:1.100~1.800%]
 マンガン(Mn)は脱酸元素であり、焼入れ性を向上させる元素でもある。母材及びHAZの強度を十分に確保するために、Mn含有量は1.100%以上とする。Mn含有量は1.200%以上、1.250%以上又は1.350%以上であってもよい。一方で、Mnを過度に含有すると、偏析が増大し、焼入れ性が過剰となるため、強度が過度に上昇して靱性が低下する。したがって、Mn含有量は1.800%以下とする。Mn含有量は1.700%以下、1.650%以下又は1.600%以下であってもよい。
[Mn: 1.100 to 1.800%]
Manganese (Mn) is a deoxidizing element and is also an element that improves hardenability. In order to secure sufficient strength of the base material and HAZ, the Mn content shall be 1.100% or more. The Mn content may be 1.200% or more, 1.250% or more, or 1.350% or more. On the other hand, if Mn is excessively contained, segregation increases and hardenability becomes excessive, so that the strength is excessively increased and the toughness is decreased. Therefore, the Mn content is set to 1.800% or less. The Mn content may be 1.700% or less, 1.650% or less, or 1.600% or less.
[P:0.0200%以下]
 リン(P)は不純物であり、粒界に偏析して靭性を低下させる。このため、P含有量は0.0200%以下とする。P含有量は、好ましくは0.0150%以下、より好ましくは0.0100%以下、最も好ましくは0.0080%以下である。P含有量は少ないほど好ましいため、下限は特に規定しない。しかしながら、製造コストの観点から、P含有量は0.0001%以上、0.0005%以上又は0.0010%以上であってもよい。
[P: 0.0200% or less]
Phosphorus (P) is an impurity that segregates at grain boundaries and reduces toughness. Therefore, the P content is set to 0.0200% or less. The P content is preferably 0.0150% or less, more preferably 0.0100% or less, and most preferably 0.0080% or less. Since the smaller the P content is, the more preferable it is, the lower limit is not particularly specified. However, from the viewpoint of manufacturing cost, the P content may be 0.0001% or more, 0.0005% or more, or 0.0010% or more.
[S:0.0100%以下]
 硫黄(S)は不純物であり、中心偏析を助長し、脆性破壊の起点となる延伸形状のMnSが生成する原因となることがある。このため、S含有量は0.0100%以下とする。S含有量は、好ましくは0.0080%、より好ましくは0.0060%、最も好ましくは0.0050%以下である。S含有量は少ないほど好ましいため、下限は特に規定しない。しかしながら、製造コストの観点から、S含有量は0.0001%以上、0.0005%以上又は0.0010%以上であってもよい。
[S: 0.0100% or less]
Sulfur (S) is an impurity that promotes central segregation and may cause the formation of stretched MnS, which is the starting point of brittle fracture. Therefore, the S content is set to 0.0100% or less. The S content is preferably 0.0080%, more preferably 0.0060%, and most preferably 0.0050% or less. Since the smaller the S content is, the more preferable it is, the lower limit is not particularly specified. However, from the viewpoint of manufacturing cost, the S content may be 0.0001% or more, 0.0005% or more, or 0.0010% or more.
[Mo:0.050~0.500%]
 モリブデン(Mo)は、母材の強度と靱性を向上させる元素である。このような効果を十分に得るために、Mo含有量は0.050%以上とする。Mo含有量は0.100%以上、0.150%以上又は0.200%以上であってもよい。一方で、Moを過度に含有すると、母材の強度が過剰に上昇して靱性を損なうことがある。このため、Mo含有量は0.500%以下とする。Mo含有量は0.450%以下、0.400%以下又は0.350%以下であってもよい。
[Mo: 0.050 to 0.500%]
Molybdenum (Mo) is an element that improves the strength and toughness of the base metal. In order to obtain such an effect sufficiently, the Mo content is set to 0.050% or more. The Mo content may be 0.100% or more, 0.150% or more, or 0.200% or more. On the other hand, if Mo is excessively contained, the strength of the base metal may be excessively increased and the toughness may be impaired. Therefore, the Mo content is set to 0.500% or less. The Mo content may be 0.450% or less, 0.400% or less, or 0.350% or less.
[V:0.005~0.100%]
 バナジウム(V)は、焼戻工程及び溶接後熱処理工程で炭窒化物を析出し、母材の強度の向上に寄与する元素である。このような効果を十分に得るために、V含有量は0.005%以上とする。V含有量は0.010%以上、0.015%以上又は0.020%以上であってもよい。一方で、Vを過度に含有させても効果が飽和し、靱性劣化を招くことがある。このため、V含有量は0.100%以下とする。V含有量は0.080%以下、0.060%以下又は0.040%以下であってもよい。
[V: 0.005 to 0.100%]
Vanadium (V) is an element that precipitates carbonitride in the tempering step and the post-welding heat treatment step, and contributes to the improvement of the strength of the base metal. In order to obtain such an effect sufficiently, the V content is set to 0.005% or more. The V content may be 0.010% or more, 0.015% or more, or 0.020% or more. On the other hand, even if V is excessively contained, the effect is saturated and the toughness may be deteriorated. Therefore, the V content is set to 0.100% or less. The V content may be 0.080% or less, 0.060% or less, or 0.040% or less.
[Al:0.081~0.120%]
 アルミニウム(Al)は脱酸元素であり、セメンタイト生成を抑制する元素でもある。さらに、Alはピン止め粒子AlNとして細粒化に寄与する。これらの効果を十分に得るために、Al含有量は0.081%以上とする。Al含有量は0.085%以上、0.090%以上又は0.095%以上であってもよい。一方で、Alを過度に含有すると、AlNの固溶が困難になり、粗大なAlN自体が脆性破壊の起点となり、靱性低下を招くことがある。このため、Al含有量は0.120%以下とする。Al含有量は0.115%以下、0.110%以下又は0.105%以下であってもよい。
[Al: 0.081 to 0.120%]
Aluminum (Al) is a deoxidizing element and is also an element that suppresses the formation of cementite. Further, Al contributes to fine particle formation as pinning particles AlN. In order to obtain these effects sufficiently, the Al content is 0.081% or more. The Al content may be 0.085% or more, 0.090% or more, or 0.095% or more. On the other hand, if Al is excessively contained, it becomes difficult to dissolve AlN in solid solution, and the coarse AlN itself becomes the starting point of brittle fracture, which may lead to a decrease in toughness. Therefore, the Al content is set to 0.120% or less. The Al content may be 0.115% or less, 0.110% or less, or 0.105% or less.
[B:0.0003%未満]
 ホウ素(B)は粒界に偏析して焼入れ性を高める元素である。しかしながら、Bを過度に含有すると、強度が高くなりすぎたり、上部ベイナイトの形成が促進させて靭性の低下を招いたりすることがある。このため、B含有量は0.0003%未満とする。B含有量は0.0002%以下、0.0001%以下又は0%であってもよい。
[B: less than 0.0003%]
Boron (B) is an element that segregates at grain boundaries to improve hardenability. However, if B is contained excessively, the strength may become too high, or the formation of upper bainite may be promoted, resulting in a decrease in toughness. Therefore, the B content is set to less than 0.0003%. The B content may be 0.0002% or less, 0.0001% or less, or 0%.
[N:0.0100%以下]
 窒素(N)は窒化物を形成する元素であり、過度に含有すると粗大な窒化物が生成し、靭性が低下する原因となる。このため、N含有量は0.0100%以下とする。N含有量は、好ましくは0.0090%以下、より好ましくは0.0080%以下、最も好ましくは0.0070%以下である。一方で、Nを過度に低減すると、脱窒コストがかかり、さらにはピン止め粒子であるAlNを十分に形成できない場合がある。したがって、N含有量は0.0027%以上であることが好ましく、0.0030%以上、0.0035%以上又は0.0040%以上であってもよい。
[N: 0.0100% or less]
Nitrogen (N) is an element that forms a nitride, and if it is contained in an excessive amount, a coarse nitride is formed, which causes a decrease in toughness. Therefore, the N content is set to 0.0100% or less. The N content is preferably 0.0090% or less, more preferably 0.0080% or less, and most preferably 0.0070% or less. On the other hand, if N is excessively reduced, denitrification cost is high, and AlN, which is a pinning particle, may not be sufficiently formed. Therefore, the N content is preferably 0.0027% or more, and may be 0.0030% or more, 0.0035% or more, or 0.0040% or more.
[O:0.0100%以下]
 酸素(O)は不純物であり、このため0.0100%以下とする。O含有量は、好ましくは0.0060%以下、より好ましくは0.0040%以下、最も好ましくは0.0030%以下である。Oは可能な限り低減することが好ましいが、脱酸コストの観点から、O含有量は0.0001%以上、0.0002%以上、又は0.0003%以上であってもよい。
[O: 0.0100% or less]
Oxygen (O) is an impurity, so it should be 0.0100% or less. The O content is preferably 0.0060% or less, more preferably 0.0040% or less, and most preferably 0.0030% or less. It is preferable to reduce O as much as possible, but from the viewpoint of deoxidation cost, the O content may be 0.0001% or more, 0.0002% or more, or 0.0003% or more.
[[Al]×[N]≧3.2×10-4
 本実施形態においては、AlNをピン止め粒子として利用することが重要である。このため、Al及びNの含有量をそれぞれ別々に規定しただけでは、AlNをピン止め粒子として適切な量及び大きさにおいて生成できない場合がある。本実施形態では、Al及びN含有量をそれらの含有量の積においても適切な範囲内としつつ、後で詳しく説明するように熱間圧延工程の前に当該含有量の積に応じた温度条件下で加熱を行うことにより、AlNをピン止め粒子として有効に機能させて粗大粒の形成を抑制することができる。これに関連して、本実施形態では、Al及びNの含有量は、[Al]×[N]≧3.2×10-4、好ましくは[Al]×[N]≧4.0×10-4を満足するようにすることが必要である。[Al]×[N]の上限値は特に限定されないが、[Al]×[N]の値が高くなりすぎると、AlNを固溶させるための熱間圧延工程前の加熱温度が高くなる。このため、一般的にはAl及びNの含有量は、[Al]×[N]≦9.5×10-4を満足することが好ましい。
[[Al] × [N] ≧ 3.2 × 10 -4 ]
In this embodiment, it is important to use AlN as pinning particles. Therefore, if the contents of Al and N are specified separately, it may not be possible to generate AlN as pinning particles in an appropriate amount and size. In the present embodiment, the Al and N contents are kept within an appropriate range in terms of the product of those contents, and as will be described in detail later, the temperature conditions according to the product of the contents are before the hot rolling step. By heating underneath, AlN can be effectively functioned as pinning particles and the formation of coarse particles can be suppressed. In this regard, in the present embodiment, the contents of Al and N are [Al] × [N] ≧ 3.2 × 10 -4 , preferably [Al] × [N] ≧ 4.0 × 10. It is necessary to satisfy -4. The upper limit of [Al] × [N] is not particularly limited, but if the value of [Al] × [N] becomes too high, the heating temperature before the hot rolling step for solid-solving AlN becomes high. Therefore, in general, it is preferable that the contents of Al and N satisfy [Al] × [N] ≦ 9.5 × 10 -4.
 本発明の実施形態3に係る厚鋼板の基本化学組成は上記のとおりである。さらに、当該厚鋼板は、必要に応じて以下の任意選択元素のうち1種又は2種以上を含有してもよい。以下、これらの任意選択元素について詳しく説明する。 The basic chemical composition of the thick steel sheet according to the third embodiment of the present invention is as described above. Further, the thick steel plate may contain one or more of the following optional elements, if necessary. Hereinafter, these optional elements will be described in detail.
[Nb:0~0.100%]
 ニオブ(Nb)は、NbCNの形態におけるピン止め効果により組織を微細化し、低温靱性を向上させる元素である。Nb含有量は0%であってもよいが、このような効果を得るためには、Nb含有量は0.005%以上であることが好ましい。Nb含有量は0.010%以上、0.015%以上又は0.020%以上であってもよい。一方で、Nbを過度に含有させてもピン止め効果が飽和するとともに、粗大な炭化物や窒化物の析出による靱性劣化を招くことがある。このため、Nb含有量は0.100%以下とする。Nb含有量は0.080%以下、0.070%以下又は0.050%以下であってもよい。
[Nb: 0 to 0.100%]
Niobium (Nb) is an element that refines the structure by the pinning effect in the form of NbCN and improves low temperature toughness. The Nb content may be 0%, but in order to obtain such an effect, the Nb content is preferably 0.005% or more. The Nb content may be 0.010% or more, 0.015% or more, or 0.020% or more. On the other hand, even if Nb is excessively contained, the pinning effect is saturated and the toughness may be deteriorated due to the precipitation of coarse carbides and nitrides. Therefore, the Nb content is set to 0.100% or less. The Nb content may be 0.080% or less, 0.070% or less, or 0.050% or less.
[Cu:0~0.500%]
 銅(Cu)は、強度の上昇に寄与する元素である。Cu含有量は0%であってもよいが、このような効果を得るためには、Cu含有量は0.050%以上であることが好ましい。Cu含有量は0.150%以上、0.200%以上又は0.250%以上であってもよい。一方で、Cuを過度に含有すると、母材の靱性が低下することがある。このため、Cu含有量は0.500%以下とする。Cu含有量を0.450%以下、0.400%以下又は0.350%以下であってもよい。
[Cu: 0 to 0.500%]
Copper (Cu) is an element that contributes to the increase in strength. The Cu content may be 0%, but in order to obtain such an effect, the Cu content is preferably 0.050% or more. The Cu content may be 0.150% or more, 0.200% or more, or 0.250% or more. On the other hand, if Cu is excessively contained, the toughness of the base metal may decrease. Therefore, the Cu content is set to 0.500% or less. The Cu content may be 0.450% or less, 0.400% or less, or 0.350% or less.
[Ni:0~0.800%]
 ニッケル(Ni)は、靱性を確保するために有効な元素である。Ni含有量は0%であってもよいが、このような効果を得るためには、Ni含有量は0.100%以上であることが好ましい。Ni含有量は0.200%以上、0.250%以上又は0.300%以上であってもよい。一方で、Niを過度に含有すると、製造コストが上昇するのに加えて、焼入れ性が過剰となり却って母材の靱性が低下することがある。このため、Ni含有量は0.800%以下とする。Ni含有量は0.700%以下、0.650%以下又は0.600%以下であってもよい。
[Ni: 0 to 0.800%]
Nickel (Ni) is an effective element for ensuring toughness. The Ni content may be 0%, but in order to obtain such an effect, the Ni content is preferably 0.100% or more. The Ni content may be 0.200% or more, 0.250% or more, or 0.300% or more. On the other hand, if Ni is excessively contained, in addition to increasing the manufacturing cost, the hardenability may become excessive and the toughness of the base metal may decrease. Therefore, the Ni content is set to 0.800% or less. The Ni content may be 0.700% or less, 0.650% or less, or 0.600% or less.
[Cr:0~0.50%]
 クロム(Cr)は、耐炭酸ガス腐食性や焼入れ性の向上に寄与し、強度に影響を与える元素である。Cr含有量は0%であってもよいが、これらの効果を得るためには、Cr含有量は0.05%以上であることが好ましい。Cr含有量は0.10%以上、0.15%以上又は0.20%以上であってもよい。一方で、Crを過度に含有すると、HAZの靱性が低下することがある。このため、Cr含有量は0.50%以下とする。Cr含有量は0.45%以下、0.40%以下又は0.35%以下であってもよい。
[Cr: 0 to 0.50%]
Chromium (Cr) is an element that contributes to the improvement of carbon dioxide corrosion resistance and hardenability and affects the strength. The Cr content may be 0%, but in order to obtain these effects, the Cr content is preferably 0.05% or more. The Cr content may be 0.10% or more, 0.15% or more, or 0.20% or more. On the other hand, if Cr is excessively contained, the toughness of HAZ may decrease. Therefore, the Cr content is set to 0.50% or less. The Cr content may be 0.45% or less, 0.40% or less, or 0.35% or less.
[W:0~0.50%]
 タングステン(W)は、耐食性向上に寄与し、強度に影響を与える元素である。W含有量は0%であってもよいが、これらの効果を得るためには、W含有量は0.05%以上であることが好ましい。W含有量は0.10%以上、0.15%以上又は0.20%以上であってもよい。一方で、Wを過度に含有すると、HAZの靱性が低下することがある。このため、W含有量は0.50%以下とする。W含有量は0.45%以下、0.40%以下又は0.35%以下であってもよい。
[W: 0 to 0.50%]
Tungsten (W) is an element that contributes to the improvement of corrosion resistance and affects the strength. The W content may be 0%, but in order to obtain these effects, the W content is preferably 0.05% or more. The W content may be 0.10% or more, 0.15% or more, or 0.20% or more. On the other hand, if W is excessively contained, the toughness of HAZ may decrease. Therefore, the W content is set to 0.50% or less. The W content may be 0.45% or less, 0.40% or less, or 0.35% or less.
[Ti:0~0.100%]
 チタン(Ti)は、脱酸に利用すると、Al、Ti、Mnからなる酸化物相を形成し、組織を微細化し強度に影響を与える効果が得られる。Ti含有量は0%であってもよいが、上記の効果を得るためには、Ti含有量は0.005%以上であることが好ましい。Ti含有量は0.010%以上、0.015%以上又は0.020%以上であってもよい。一方で、Tiを過度に含有すると、Ti酸化物やTi-Al酸化物が形成されて分散密度が低下し、小入熱の溶接熱影響部の組織を微細化する効果が低下することがある。このため、Ti含有量は0.100%以下とする。Ti含有量は0.080%以下、0.060%以下又は0.050%以下であってもよい。
[Ti: 0 to 0.100%]
When titanium (Ti) is used for deoxidation, it forms an oxide phase composed of Al, Ti, and Mn, and has the effect of refining the structure and affecting the strength. The Ti content may be 0%, but in order to obtain the above effects, the Ti content is preferably 0.005% or more. The Ti content may be 0.010% or more, 0.015% or more, or 0.020% or more. On the other hand, if Ti is excessively contained, Ti oxide and Ti-Al oxide may be formed to reduce the dispersion density, and the effect of refining the structure of the weld heat affected zone of small heat input may be reduced. .. Therefore, the Ti content is set to 0.100% or less. The Ti content may be 0.080% or less, 0.060% or less, or 0.050% or less.
[Sn:0~0.050%]
 スズ(Sn)は、強度に影響を与える元素である。Sn含有量は0%であってもよいが、この効果を得るためには、Sn含有量は0.005%以上であることが好ましい。Sn含有量は0.010%以上、0.015%以上又は0.020%以上であってもよい。一方で、Snを過度に含有すると、靱性が低下することがある。このため、Sn含有量は0.050%以下とする。Sn含有量は0.045%以下、0.040%以下又は0.035%以下であってもよい。
[Sn: 0 to 0.050%]
Tin (Sn) is an element that affects strength. The Sn content may be 0%, but in order to obtain this effect, the Sn content is preferably 0.005% or more. The Sn content may be 0.010% or more, 0.015% or more, or 0.020% or more. On the other hand, if Sn is contained excessively, the toughness may decrease. Therefore, the Sn content is set to 0.050% or less. The Sn content may be 0.045% or less, 0.040% or less, or 0.035% or less.
[Ca:0~0.0050%]
 カルシウム(Ca)は、酸化物や硫化物の形態を制御する元素である。Ca含有量は0%であってもよいが、このような効果を得るためには、0.0001%以上であることが好ましい。Ca含有量は0.0005%以上、0.0010%以上又は0.0015%以上であってもよい。Caを過度に含有すると、上記の効果が飽和し、介在物の形成によって靭性を損なうことがある。このため、Ca含有量は0.0050%以下とする。Ca含有量は0.0045%以下、0.0040%以下又は0.0035%以下であってもよい。
[Ca: 0 to 0.0050%]
Calcium (Ca) is an element that controls the morphology of oxides and sulfides. The Ca content may be 0%, but in order to obtain such an effect, it is preferably 0.0001% or more. The Ca content may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more. Excessive Ca content may saturate the above effects and impair toughness due to the formation of inclusions. Therefore, the Ca content is set to 0.0050% or less. The Ca content may be 0.0045% or less, 0.0040% or less, or 0.0035% or less.
[Mg:0~0.0050%]
 マグネシウム(Mg)は、酸化物や硫化物の形態を制御する元素である。Mg含有量は0%であってもよいが、このような効果を得るためには、0.0001%以上であることが好ましい。Mg含有量は0.0005%以上、0.0010%以上又は0.0015%以上であってもよい。Mgを過度に含有すると、上記の効果が飽和し、介在物の形成によって靭性を損なうことがある。このため、Mg含有量は0.0050%以下とする。Mg含有量は0.0045%以下、0.0040%以下又は0.0035%以下であってもよい。
[Mg: 0 to 0.0050%]
Magnesium (Mg) is an element that controls the morphology of oxides and sulfides. The Mg content may be 0%, but in order to obtain such an effect, it is preferably 0.0001% or more. The Mg content may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more. Excessive content of Mg saturates the above effects and may impair toughness due to the formation of inclusions. Therefore, the Mg content is set to 0.0050% or less. The Mg content may be 0.0045% or less, 0.0040% or less, or 0.0035% or less.
[REM:0~0.0100%]
 希土類金属(REM)は、酸化物や硫化物の形態を制御する元素である。REM含有量は0%であってもよいが、このような効果を得るためには、0.0001%以上であることが好ましい。REM含有量は0.0005%以上、0.0010%以上又は0.0015%以上であってもよい。REMを過度に含有すると、上記の効果が飽和し、介在物の形成によって靭性を損なうことがある。このため、REM含有量は0.0100%以下とする。REM含有量は0.0080%以下、0.0060%以下又は0.0040%以下であってもよい。
 なお、本明細書におけるREMとは、原子番号21番のスカンジウム(Sc)、原子番号39番のイットリウム(Y)、及び、ランタノイドである原子番号57番のランタン(La)~原子番号71番のルテチウム(Lu)からなる群から選択される1種以上の元素であり、REM含有量はこれら元素の合計含有量である。
[REM: 0 to 0.0100%]
Rare earth metals (REM) are elements that control the morphology of oxides and sulfides. The REM content may be 0%, but in order to obtain such an effect, it is preferably 0.0001% or more. The REM content may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more. Excessive content of REM saturates the above effects and may impair toughness due to the formation of inclusions. Therefore, the REM content is set to 0.0100% or less. The REM content may be 0.0080% or less, 0.0060% or less, or 0.0040% or less.
The REMs in the present specification are lutetium (Sc) having an atomic number of 21, yttrium (Y) having an atomic number of 39, and lanthanum (La) having an atomic number of 57 to 71, which are lanthanoids. It is one or more elements selected from the group consisting of lutetium (Lu), and the REM content is the total content of these elements.
 本発明の実施形態3に係る厚鋼板において、上記の元素以外の残部は、Fe及び不純物である。不純物とは、厚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等である。 In the thick steel sheet according to the third embodiment of the present invention, the balance other than the above elements is Fe and impurities. Impurities are components that are mixed in by various factors in the manufacturing process, including raw materials such as ore and scrap, when thick steel sheets are industrially manufactured.
 実施形態3に係る厚鋼板の炭素当量(Ceq)、結晶粒の粗大粒径、結晶粒の平均粒径、結晶粒のアスペクト比、厚鋼板の組織、板厚、及び機械特性については、実施形態1に関連して上で説明したとおりである。 The carbon equivalent (Ceq) of the thick steel sheet, the coarse grain size of the crystal grains, the average grain size of the crystal grains, the aspect ratio of the crystal grains, the structure of the thick steel sheet, the plate thickness, and the mechanical properties according to the third embodiment are described in the embodiment. As explained above in relation to 1.
[実施形態3に係る厚鋼板の製造方法]
 次に、実施形態3に係る厚鋼板の製造方法について説明する。以下の説明は、実施形態3に係る厚鋼板を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該厚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。
[Manufacturing method of thick steel plate according to the third embodiment]
Next, a method for manufacturing a thick steel sheet according to the third embodiment will be described. The following description is intended to illustrate a characteristic method for manufacturing the thick steel sheet according to the third embodiment, and is limited to those in which the thick steel sheet is manufactured by the manufacturing method as described below. It is not intended to be done.
 実施形態3に係る厚鋼板の製造方法は、加熱工程、熱間圧延工程、焼入工程、及び焼戻工程を含む。以下、各工程についてより詳細に説明する。本製造方法に供する鋼片としては、本実施形態の化学組成の範囲内であれば、特には限定されず、当業者に公知の任意の適切な鋳造条件下で製造された鋼片を使用することができる。例えば、鋼片は、造塊-分塊スラブであってもよいし、連続鋳造スラブであってもよい。製造効率、歩留り及び省エネルギーの観点からは、鋼片としては連続鋳造スラブを用いることが好ましい。 The method for manufacturing a thick steel sheet according to the third embodiment includes a heating step, a hot rolling step, a quenching step, and a tempering step. Hereinafter, each step will be described in more detail. The steel piece to be used in the present production method is not particularly limited as long as it is within the range of the chemical composition of the present embodiment, and a steel piece produced under any suitable casting conditions known to those skilled in the art is used. be able to. For example, the piece of steel may be an ingot-slab slab or a continuously cast slab. From the viewpoint of production efficiency, yield and energy saving, it is preferable to use a continuously cast slab as the steel piece.
[加熱工程]
 まず、実施形態3において規定される化学組成を有する鋼片が熱間圧延工程の前に加熱される。粗大な組織の形成を抑制するためには、ピン止め粒子の利用及び制御が重要である。粗大なオーステナイト(γ)粒は、ピン止めが外れた際に発生するものだからである。これに関連して、ピン止めには微細分散した粒子が効果的であり、粗大な粒子はピン止めに寄与しないことが一般に知られている。本実施形態では、ピン止め粒子としてAlNが利用されるが、粗大なAlNが存在すると、ピン止めに寄与しないばかりではなく、部分的に結晶粒が粗大化してしまうという問題がある。本実施形態においては、熱間圧延工程の前にAl及びN含有量の積に応じた温度条件下で加熱を行うことによりAlNを一旦固溶させ、熱間圧延工程後に粗大なAlNが残留しないようにすることで、AlNをピン止め粒子として有効に機能させて粗大粒の形成を抑制することができる。
[Heating process]
First, the steel pieces having the chemical composition specified in the third embodiment are heated before the hot rolling step. The use and control of pinned particles is important to suppress the formation of coarse tissue. This is because the coarse austenite (γ) particles are generated when the pin is released. In this regard, it is generally known that finely dispersed particles are effective for pinning, and coarse particles do not contribute to pinning. In the present embodiment, AlN is used as the pinning particles, but the presence of coarse AlN not only does not contribute to pinning, but also has a problem that the crystal grains are partially coarsened. In the present embodiment, AlN is once solid-dissolved by heating under a temperature condition corresponding to the product of Al and N contents before the hot rolling step, and coarse AlN does not remain after the hot rolling step. By doing so, AlN can be effectively functioned as pinning particles and the formation of coarse particles can be suppressed.
 より具体的には、熱間圧延工程前の加熱の際に下記式4によって求められるAlN固溶温度Ts℃以上でかつ1300℃以下の温度で鋼片を加熱することで、熱間圧延工程後に粗大なAlNを残留させずに、当該AlNをピン止め粒子として有効に機能させて、厚鋼板において結晶粒の粗大粒径が45μm以下でかつ当該結晶粒の平均粒径が25μm以下である微細な組織を形成させることができる。加熱温度が高くなりすぎると、加熱工程において組織が粗大化してしまうため、このような組織の粗大化を抑制するために、加熱温度は1300℃以下とする。
 Ts=7400/(1.95-log([Al]×[N]))-273  ・・・式4
 ここで、[Al]及び[N]はそれぞれAl及びNの含有量(質量%)である。
More specifically, by heating the steel piece at an AlN solid solution temperature of Ts ° C. or higher and 1300 ° C. or lower, which is obtained by the following formula 4 during heating before the hot rolling step, after the hot rolling step. By effectively functioning the AlN as pinning particles without leaving coarse AlN, the coarse particle size of the crystal grains is 45 μm or less and the average particle size of the crystal grains is 25 μm or less in the thick steel sheet. Tissue can be formed. If the heating temperature becomes too high, the structure becomes coarse in the heating step. Therefore, in order to suppress such coarsening of the structure, the heating temperature is set to 1300 ° C. or lower.
Ts = 7400 / (1.95-log ([Al] × [N]))-273 ・ ・ ・ Equation 4
Here, [Al] and [N] are the contents (mass%) of Al and N, respectively.
[熱間圧延工程]
 加熱工程後、鋼片は、熱間圧延工程において一般的に圧下率50%以上で熱間圧延され、次いで800℃から500℃まで0.10℃/s以上の平均冷却速度で冷却される。このような冷却速度で冷却することにより、一旦固溶したAlNが冷却中に粗大析出することを抑制し、次の焼入工程における昇温の際に析出するAlNをピン止め粒子として有効に機能させることで微細なγ粒を得ることができる。一方で、800℃から500℃までの平均冷却速度が0.10℃/s未満になると、焼入れ前にAlNの粗大化が生じてしまい、部分的に粗大なγ粒を形成して最終的に得られる厚鋼板において靱性が低下する場合がある。
[Hot rolling process]
After the heating step, the steel pieces are generally hot rolled in the hot rolling step at a rolling reduction of 50% or more, and then cooled from 800 ° C. to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.10 ° C./s or more. By cooling at such a cooling rate, it is possible to suppress coarse precipitation of AlN once solid-solved during cooling, and AlN precipitated at the time of temperature rise in the next quenching step effectively functions as pinning particles. Fine γ grains can be obtained by allowing the mixture to be formed. On the other hand, if the average cooling rate from 800 ° C. to 500 ° C. is less than 0.10 ° C./s, AlN is coarsened before quenching, and finally coarse γ grains are formed. The toughness of the obtained thick steel sheet may decrease.
[焼入工程]
 熱間圧延工程後、鋼板は一旦150℃以下まで冷却され、次いで850℃以上の温度(焼入温度)に再加熱され、次に1.0℃/s以上の平均冷却速度で200℃以下まで冷却される。このような焼入れ処理を行うことにより、組織を微細化してPWHT後であっても所望の強度(引張強度及び降伏強度)を確保するとともに低温靭性を向上させることができる。一方で、1.0℃/s未満での冷却又は200℃よりも高温での冷却停止では、十分な焼入組織を得ることができず、所望の強度を確保できない場合がある。
[Quenching process]
After the hot rolling process, the steel sheet is once cooled to 150 ° C or lower, then reheated to a temperature of 850 ° C or higher (quenching temperature), and then to 200 ° C or lower at an average cooling rate of 1.0 ° C / s or higher. It is cooled. By performing such a quenching treatment, the structure can be made finer to secure desired strength (tensile strength and yield strength) even after PWHT, and to improve low temperature toughness. On the other hand, if cooling is performed at a temperature of less than 1.0 ° C./s or cooling is stopped at a temperature higher than 200 ° C., a sufficient hardened structure cannot be obtained, and a desired strength may not be secured.
[焼戻工程]
 最後に、鋼板は、焼戻工程において焼戻し処理され、具体的には550~700℃の焼戻温度で30分~1時間にわたり加熱される。このような焼戻し処理により、強度を適切な範囲に調整するとともに靭性の向上を図ることができる。焼戻し後の冷却速度は特に限定されず、例えば空冷によって冷却すればよい。
[Tempering process]
Finally, the steel sheet is tempered in the tempering step, specifically heated at a tempering temperature of 550 to 700 ° C. for 30 minutes to 1 hour. By such tempering treatment, the strength can be adjusted to an appropriate range and the toughness can be improved. The cooling rate after tempering is not particularly limited, and cooling may be performed by, for example, air cooling.
<実施形態4>
 本発明の実施形態4に係る厚鋼板は、質量%で、
 C:0.050~0.130%、
 Si:0.100~0.600%、
 Mn:1.100~1.800%、
 P:0.0200%以下、
 S:0.0100%以下、
 Mo:0.050~0.500%、
 V:0.005~0.100%、
 Al:0.001~0.080%、
 N:0.0100%以下、
 O:0.0100%以下、
 Cu:0~0.500%、
 Ni:0~0.800%、
 Cr:0~0.50%、
 W:0~0.50%、
 Ti:0.005~0.100%、
 Sn:0~0.050%、
 Ca:0~0.0050%、
 Mg:0~0.0050%、
 REM:0~0.0100%、並びに
 残部:Fe及び不純物からなる化学組成を含み、
 方位差15°以上の境界で囲まれた結晶粒の粗大粒径が45μm以下であり、かつ前記結晶粒の平均粒径が25μm以下である組織を含み、
 580~730MPaの引張強度を有し、
 70mm以上の板厚を有することを特徴としている。
<Embodiment 4>
The thick steel plate according to the fourth embodiment of the present invention is based on mass%.
C: 0.050 to 0.130%,
Si: 0.100 to 0.600%,
Mn: 1.100 to 1.800%,
P: 0.0200% or less,
S: 0.0100% or less,
Mo: 0.050 to 0.500%,
V: 0.005 to 0.100%,
Al: 0.001 to 0.080%,
N: 0.0100% or less,
O: 0.0100% or less,
Cu: 0 to 0.500%,
Ni: 0 to 0.800%,
Cr: 0 to 0.50%,
W: 0 to 0.50%,
Ti: 0.005 to 0.100%,
Sn: 0 to 0.050%,
Ca: 0 to 0.0050%,
Mg: 0 to 0.0050%,
REM: 0 to 0.0100%, and balance: containing a chemical composition consisting of Fe and impurities.
It contains a structure in which the coarse particle size of the crystal grains surrounded by the boundary having an orientation difference of 15 ° or more is 45 μm or less and the average particle size of the crystal grains is 25 μm or less.
It has a tensile strength of 580 to 730 MPa and has a tensile strength of 580 to 730 MPa.
It is characterized by having a plate thickness of 70 mm or more.
 先に述べたとおり、溶接後熱処理(PWHT)後には不純物元素の濃化や合金炭化物の粗大化等により低温靱性が低下する傾向があるため、PWHT後の低温靱性を向上させることは一般に困難である。これに関連して、粗大な組織の形成を抑制するためにピン止め粒子の利用及び制御が有効な場合があることが知られている。このような観点から、本発明者らは、結晶粒の微細化に関連してピン止め粒子としてTiNを利用することに着目しそして検討を行った。そこで、本発明者らは、Ti及びN含有量を適切な範囲内とするとともに、熱間圧延工程においてこれらの含有量に応じた条件下で圧延を行うことにより粗大粒の形成を抑制することができることを見出した。 As described above, it is generally difficult to improve the low temperature toughness after PWHT because the low temperature toughness tends to decrease after the post-weld heat treatment (PWHT) due to the concentration of impurity elements and the coarsening of alloy carbides. be. In this regard, it is known that the use and control of pinned particles may be effective in suppressing the formation of coarse tissue. From this point of view, the present inventors have focused on and studied the use of TiN as pinning particles in relation to the miniaturization of crystal grains. Therefore, the present inventors set the Ti and N contents within an appropriate range, and suppress the formation of coarse grains by rolling under conditions corresponding to these contents in the hot rolling step. I found that I could do it.
 より具体的には、本発明者らは、熱間圧延工程の際に下記式5によって求められるパラメータZが7以上となるように熱間圧延することにより、熱間圧延後の組織においてフェライト分率を増加させて熱処理の際に結晶粒が粗大化することを抑制することで、厚鋼板において結晶粒の粗大粒径が45μm以下でかつ当該結晶粒の平均粒径が25μm以下である微細な組織を形成させることができることを見出した。その結果として、本発明の実施形態4によれば、低温靱性が一般に低下するPWHT後であっても、結晶粒の粗大粒径及び平均粒径が上記範囲内にない組織の場合と比較して、顕著に改善された低温靭性を有する厚鋼板を得ることが可能となる。
 Z=0.08×ε+300×f+10×ε×f   ・・・式5
 ここで、εは800℃以下における累積圧下率(%)であり、fはTi含有量(質量%)と3.4×N含有量(質量%)のうち小さい方の値である。
More specifically, the present inventors hot-rolled so that the parameter Z obtained by the following formula 5 is 7 or more during the hot-rolling step, so that the ferrite content in the structure after the hot-rolling is By increasing the rate and suppressing the coarsening of the crystal grains during the heat treatment, the coarse grain size of the crystal grains is 45 μm or less and the average grain size of the crystal grains is 25 μm or less in the thick steel sheet. We have found that it is possible to form a tissue. As a result, according to the fourth embodiment of the present invention, even after PWHT in which the low temperature toughness generally decreases, as compared with the case of a structure in which the coarse particle size and the average particle size of the crystal grains are not within the above ranges. It is possible to obtain a thick steel plate having significantly improved low temperature toughness.
Z = 0.08 × ε + 300 × f + 10 × ε × f ・ ・ ・ Equation 5
Here, ε is the cumulative reduction rate (%) at 800 ° C. or lower, and f is the smaller value of the Ti content (mass%) and the 3.4 × N content (mass%).
 以下、本発明の実施形態4に係る厚鋼板について詳しく説明する。以下の説明において、各元素の含有量の単位である「%」は、特に断りがない限り「質量%」を意味するものである。 Hereinafter, the thick steel plate according to the fourth embodiment of the present invention will be described in detail. In the following description, "%", which is a unit of the content of each element, means "mass%" unless otherwise specified.
[C:0.050~0.130%]
 炭素(C)は、母材の強度確保のために必要な元素である。このような効果を十分に得るために、C含有量は0.050%以上とする。C含有量は0.060%以上、0.070%以上又は0.080%以上であってもよい。一方で、Cを過度に含有すると、母材に加え、溶接熱影響部(HAZ)、中でも溶融線(FL)近傍のHAZの靭性劣化が顕著となる場合があり、また強度が過大となる傾向もある。したがって、C含有量は0.130%以下とする。C含有量は0.120%以下、0.110%以下又は0.100%以下であってもよい。
[C: 0.050 to 0.130%]
Carbon (C) is an element necessary for ensuring the strength of the base metal. In order to obtain such an effect sufficiently, the C content is set to 0.050% or more. The C content may be 0.060% or more, 0.070% or more, or 0.080% or more. On the other hand, if C is excessively contained, the toughness of the weld heat-affected zone (HAZ), especially the HAZ near the melt line (FL), may be significantly deteriorated in addition to the base metal, and the strength tends to be excessive. There is also. Therefore, the C content is set to 0.130% or less. The C content may be 0.120% or less, 0.110% or less, or 0.100% or less.
[Si:0.100~0.600%]
 ケイ素(Si)は脱酸元素であり、強度の向上にも寄与する元素である。これらの効果を十分に得るために、Si含有量は0.100%以上とする。Si含有量は0.150%以上、0.200%以上又は0.250%以上であってもよい。一方で、Siを過度に含有すると、島状マルテンサイトが生成し、靭性が低下する場合がある。したがって、Si含有量は0.600%以下とする。Si含有量は0.500%以下、0.400%以下又は0.350%以下であってもよい。
[Si: 0.100 to 0.600%]
Silicon (Si) is a deoxidizing element and is an element that also contributes to the improvement of strength. In order to obtain these effects sufficiently, the Si content is set to 0.100% or more. The Si content may be 0.150% or more, 0.200% or more, or 0.250% or more. On the other hand, if Si is excessively contained, island-shaped martensite may be formed and the toughness may be lowered. Therefore, the Si content is set to 0.600% or less. The Si content may be 0.500% or less, 0.400% or less, or 0.350% or less.
[Mn:1.100~1.800%]
 マンガン(Mn)は脱酸元素であり、焼入れ性を向上させる元素でもある。母材及びHAZの強度を十分に確保するために、Mn含有量は1.100%以上とする。Mn含有量は1.200%以上、1.250%以上又は1.350%以上であってもよい。一方で、Mnを過度に含有すると、偏析が増大し、焼入れ性が過剰となるため、強度が過度に上昇して靱性が低下する。したがって、Mn含有量は1.800%以下とする。Mn含有量は1.700%以下、1.650%以下又は1.600%以下であってもよい。
[Mn: 1.100 to 1.800%]
Manganese (Mn) is a deoxidizing element and is also an element that improves hardenability. In order to secure sufficient strength of the base material and HAZ, the Mn content shall be 1.100% or more. The Mn content may be 1.200% or more, 1.250% or more, or 1.350% or more. On the other hand, if Mn is excessively contained, segregation increases and hardenability becomes excessive, so that the strength is excessively increased and the toughness is decreased. Therefore, the Mn content is set to 1.800% or less. The Mn content may be 1.700% or less, 1.650% or less, or 1.600% or less.
[P:0.0200%以下]
 リン(P)は不純物であり、粒界に偏析して靭性を低下させる。このため、P含有量は0.0200%以下とする。P含有量は、好ましくは0.0150%以下、より好ましくは0.0100%以下、最も好ましくは0.0080%以下である。P含有量は少ないほど好ましいため、下限は特に規定しない。しかしながら、製造コストの観点から、P含有量は0.0001%以上、0.0005%以上又は0.0010%以上であってもよい。
[P: 0.0200% or less]
Phosphorus (P) is an impurity that segregates at grain boundaries and reduces toughness. Therefore, the P content is set to 0.0200% or less. The P content is preferably 0.0150% or less, more preferably 0.0100% or less, and most preferably 0.0080% or less. Since the smaller the P content is, the more preferable it is, the lower limit is not particularly specified. However, from the viewpoint of manufacturing cost, the P content may be 0.0001% or more, 0.0005% or more, or 0.0010% or more.
[S:0.0100%以下]
 硫黄(S)は不純物であり、中心偏析を助長し、脆性破壊の起点となる延伸形状のMnSが生成する原因となることがある。このため、S含有量は0.0100%以下とする。S含有量は、好ましくは0.0080%、より好ましくは0.0060%、最も好ましくは0.0050%以下である。S含有量は少ないほど好ましいため、下限は特に規定しない。しかしながら、製造コストの観点から、S含有量は0.0001%以上、0.0005%以上又は0.0010%以上であってもよい。
[S: 0.0100% or less]
Sulfur (S) is an impurity that promotes central segregation and may cause the formation of stretched MnS, which is the starting point of brittle fracture. Therefore, the S content is set to 0.0100% or less. The S content is preferably 0.0080%, more preferably 0.0060%, and most preferably 0.0050% or less. Since the smaller the S content is, the more preferable it is, the lower limit is not particularly specified. However, from the viewpoint of manufacturing cost, the S content may be 0.0001% or more, 0.0005% or more, or 0.0010% or more.
[Mo:0.050~0.500%]
 モリブデン(Mo)は、母材の強度と靱性を向上させる元素である。このような効果を十分に得るために、Mo含有量は0.050%以上とする。Mo含有量は0.100%以上、0.150%以上又は0.200%以上であってもよい。一方で、Moを過度に含有すると、母材の強度が過剰に上昇して靱性を損なうことがある。このため、Mo含有量は0.500%以下とする。Mo含有量は0.450%以下、0.400%以下又は0.350%以下であってもよい。
[Mo: 0.050 to 0.500%]
Molybdenum (Mo) is an element that improves the strength and toughness of the base metal. In order to obtain such an effect sufficiently, the Mo content is set to 0.050% or more. The Mo content may be 0.100% or more, 0.150% or more, or 0.200% or more. On the other hand, if Mo is excessively contained, the strength of the base metal may be excessively increased and the toughness may be impaired. Therefore, the Mo content is set to 0.500% or less. The Mo content may be 0.450% or less, 0.400% or less, or 0.350% or less.
[V:0.005~0.100%]
 バナジウム(V)は、焼戻工程及び溶接後熱処理工程で炭窒化物を析出し、母材の強度の向上に寄与する元素である。このような効果を十分に得るために、V含有量は0.005%以上とする。V含有量は0.010%以上、0.015%以上又は0.020%以上であってもよい。一方で、Vを過度に含有させても効果が飽和し、靱性劣化を招くことがある。このため、V含有量は0.100%以下とする。V含有量は0.080%以下、0.060%以下又は0.040%以下であってもよい。
[V: 0.005 to 0.100%]
Vanadium (V) is an element that precipitates carbonitride in the tempering step and the post-welding heat treatment step, and contributes to the improvement of the strength of the base metal. In order to obtain such an effect sufficiently, the V content is set to 0.005% or more. The V content may be 0.010% or more, 0.015% or more, or 0.020% or more. On the other hand, even if V is excessively contained, the effect is saturated and the toughness may be deteriorated. Therefore, the V content is set to 0.100% or less. The V content may be 0.080% or less, 0.060% or less, or 0.040% or less.
[Al:0.001~0.080%]
 アルミニウム(Al)は脱酸元素であり、セメンタイト生成を抑制する元素でもある。さらに、Alはピン止め粒子AlNとして細粒化に寄与する。これらの効果の少なくとも1つを得るために、Al含有量は0.001%以上とする。Al含有量は0.015%以上、0.020%以上又は0.025%以上であってもよい。一方で、Alを過度に含有すると、介在物が多くなり、靱性低下を招くことがある。このため、Al含有量は0.080%以下とする。Al含有量は0.070%以下、0.060%以下又は0.050%以下であってもよい。
[Al: 0.001 to 0.080%]
Aluminum (Al) is a deoxidizing element and is also an element that suppresses the formation of cementite. Further, Al contributes to fine particle formation as pinning particles AlN. In order to obtain at least one of these effects, the Al content is set to 0.001% or more. The Al content may be 0.015% or more, 0.020% or more, or 0.025% or more. On the other hand, if Al is excessively contained, the amount of inclusions increases, which may lead to a decrease in toughness. Therefore, the Al content is set to 0.080% or less. The Al content may be 0.070% or less, 0.060% or less, or 0.050% or less.
[N:0.0100%以下]
 窒素(N)は窒化物を形成する元素であり、過度に含有すると粗大な窒化物が生成し、靭性が低下する原因となる。このため、N含有量は0.0100%以下とする。N含有量は、好ましくは0.0080%以下、より好ましくは0.0060%以下、最も好ましくは0.0050%以下である。一方で、Nを過度に低減すると、脱窒コストがかかり、さらにはピン止め粒子であるTiNを十分に形成できない場合がある。したがって、N含有量は0.0003%以上であることが好ましく、0.0005%以上、0.0010%以上又は0.0015%以上であってもよい。
[N: 0.0100% or less]
Nitrogen (N) is an element that forms a nitride, and if it is contained in an excessive amount, a coarse nitride is formed, which causes a decrease in toughness. Therefore, the N content is set to 0.0100% or less. The N content is preferably 0.0080% or less, more preferably 0.0060% or less, and most preferably 0.0050% or less. On the other hand, if N is excessively reduced, denitrification cost is high, and TiN, which is a pinning particle, may not be sufficiently formed. Therefore, the N content is preferably 0.0003% or more, and may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more.
[O:0.0100%以下]
 酸素(O)は不純物であり、このため0.0100%以下とする。O含有量は、好ましくは0.0060%以下、より好ましくは0.0040%以下、最も好ましくは0.0030%以下である。Oは可能な限り低減することが好ましいが、脱酸コストの観点から、O含有量は0.0001%以上、0.0002%以上、又は0.0003%以上であってもよい。
[O: 0.0100% or less]
Oxygen (O) is an impurity, so it should be 0.0100% or less. The O content is preferably 0.0060% or less, more preferably 0.0040% or less, and most preferably 0.0030% or less. It is preferable to reduce O as much as possible, but from the viewpoint of deoxidation cost, the O content may be 0.0001% or more, 0.0002% or more, or 0.0003% or more.
[Ti:0.005~0.100%]
 チタン(Ti)は、ピン止め粒子TiNとして細粒化に寄与し靭性を向上させる。上記の効果を十分に得るために、Ti含有量は0.005%以上とする。Ti含有量は0.010%以上、0.015%以上又は0.020%以上であってもよい。一方で、Tiを過度に含有すると、TiNが多量に生成して破壊の起点となり、靭性の低下を招く場合がある。このため、Ti含有量は0.100%以下とする。Ti含有量は0.080%以下、0.060%以下又は0.050%以下であってもよい。実施形態2では、TiはBを有効に機能させるために添加されるのに対し、実施形態4では、Tiはピン止め粒子TiNを形成させるために添加される。したがって、実施形態4では、Ti含有量はB含有量とは無関係に0.005~0.100%の範囲から適切に決定することができる。
[Ti: 0.005 to 0.100%]
Titanium (Ti) contributes to fine graining as pinning particles TiN and improves toughness. In order to obtain the above effects sufficiently, the Ti content is set to 0.005% or more. The Ti content may be 0.010% or more, 0.015% or more, or 0.020% or more. On the other hand, if Ti is excessively contained, a large amount of TiN is generated and becomes a starting point of fracture, which may lead to a decrease in toughness. Therefore, the Ti content is set to 0.100% or less. The Ti content may be 0.080% or less, 0.060% or less, or 0.050% or less. In the second embodiment, Ti is added to make B function effectively, whereas in the fourth embodiment, Ti is added to form pinning particles TiN. Therefore, in the fourth embodiment, the Ti content can be appropriately determined from the range of 0.005 to 0.100% regardless of the B content.
 本発明の実施形態4に係る厚鋼板の基本化学組成は上記のとおりである。さらに、当該厚鋼板は、必要に応じて以下の任意選択元素のうち1種又は2種以上を含有してもよい。以下、これらの任意選択元素について詳しく説明する。 The basic chemical composition of the thick steel sheet according to the fourth embodiment of the present invention is as described above. Further, the thick steel plate may contain one or more of the following optional elements, if necessary. Hereinafter, these optional elements will be described in detail.
[Cu:0~0.500%]
 銅(Cu)は、強度の上昇に寄与する元素である。Cu含有量は0%であってもよいが、このような効果を得るためには、Cu含有量は0.050%以上であることが好ましい。Cu含有量は0.150%以上、0.200%以上又は0.250%以上であってもよい。一方で、Cuを過度に含有すると、母材の靱性が低下することがある。このため、Cu含有量は0.500%以下とする。Cu含有量を0.450%以下、0.400%以下又は0.350%以下であってもよい。
[Cu: 0 to 0.500%]
Copper (Cu) is an element that contributes to the increase in strength. The Cu content may be 0%, but in order to obtain such an effect, the Cu content is preferably 0.050% or more. The Cu content may be 0.150% or more, 0.200% or more, or 0.250% or more. On the other hand, if Cu is excessively contained, the toughness of the base metal may decrease. Therefore, the Cu content is set to 0.500% or less. The Cu content may be 0.450% or less, 0.400% or less, or 0.350% or less.
[Ni:0~0.800%]
 ニッケル(Ni)は、靱性を確保するために有効な元素である。Ni含有量は0%であってもよいが、このような効果を得るためには、Ni含有量は0.100%以上であることが好ましい。Ni含有量は0.200%以上、0.250%以上又は0.300%以上であってもよい。一方で、Niを過度に含有すると、製造コストが上昇するのに加えて、焼入れ性が過剰となり却って母材の靱性が低下することがある。このため、Ni含有量は0.800%以下とする。Ni含有量は0.700%以下、0.650%以下又は0.600%以下であってもよい。
[Ni: 0 to 0.800%]
Nickel (Ni) is an effective element for ensuring toughness. The Ni content may be 0%, but in order to obtain such an effect, the Ni content is preferably 0.100% or more. The Ni content may be 0.200% or more, 0.250% or more, or 0.300% or more. On the other hand, if Ni is excessively contained, in addition to increasing the manufacturing cost, the hardenability may become excessive and the toughness of the base metal may decrease. Therefore, the Ni content is set to 0.800% or less. The Ni content may be 0.700% or less, 0.650% or less, or 0.600% or less.
[Cr:0~0.50%]
 クロム(Cr)は、耐炭酸ガス腐食性や焼入れ性の向上に寄与し、強度に影響を与える元素である。Cr含有量は0%であってもよいが、これらの効果を得るためには、Cr含有量は0.05%以上であることが好ましい。Cr含有量は0.10%以上、0.15%以上又は0.20%以上であってもよい。一方で、Crを過度に含有すると、HAZの靱性が低下することがある。このため、Cr含有量は0.50%以下とする。Cr含有量は0.45%以下、0.40%以下又は0.35%以下であってもよい。
[Cr: 0 to 0.50%]
Chromium (Cr) is an element that contributes to the improvement of carbon dioxide corrosion resistance and hardenability and affects the strength. The Cr content may be 0%, but in order to obtain these effects, the Cr content is preferably 0.05% or more. The Cr content may be 0.10% or more, 0.15% or more, or 0.20% or more. On the other hand, if Cr is excessively contained, the toughness of HAZ may decrease. Therefore, the Cr content is set to 0.50% or less. The Cr content may be 0.45% or less, 0.40% or less, or 0.35% or less.
[W:0~0.50%]
 タングステン(W)は、耐食性向上に寄与し、強度に影響を与える元素である。W含有量は0%であってもよいが、これらの効果を得るためには、W含有量は0.05%以上であることが好ましい。W含有量は0.10%以上、0.15%以上又は0.20%以上であってもよい。一方で、Wを過度に含有すると、HAZの靱性が低下することがある。このため、W含有量は0.50%以下とする。W含有量は0.45%以下、0.40%以下又は0.35%以下であってもよい。
[W: 0 to 0.50%]
Tungsten (W) is an element that contributes to the improvement of corrosion resistance and affects the strength. The W content may be 0%, but in order to obtain these effects, the W content is preferably 0.05% or more. The W content may be 0.10% or more, 0.15% or more, or 0.20% or more. On the other hand, if W is excessively contained, the toughness of HAZ may decrease. Therefore, the W content is set to 0.50% or less. The W content may be 0.45% or less, 0.40% or less, or 0.35% or less.
[Sn:0~0.050%]
 スズ(Sn)は、強度に影響を与える元素である。Sn含有量は0%であってもよいが、この効果を得るためには、Sn含有量は0.005%以上であることが好ましい。Sn含有量は0.010%以上、0.015%以上又は0.020%以上であってもよい。一方で、Snを過度に含有すると、靱性が低下することがある。このため、Sn含有量は0.050%以下とする。Sn含有量は0.045%以下、0.040%以下又は0.035%以下であってもよい。
[Sn: 0 to 0.050%]
Tin (Sn) is an element that affects strength. The Sn content may be 0%, but in order to obtain this effect, the Sn content is preferably 0.005% or more. The Sn content may be 0.010% or more, 0.015% or more, or 0.020% or more. On the other hand, if Sn is contained excessively, the toughness may decrease. Therefore, the Sn content is set to 0.050% or less. The Sn content may be 0.045% or less, 0.040% or less, or 0.035% or less.
[Ca:0~0.0050%]
 カルシウム(Ca)は、酸化物や硫化物の形態を制御する元素である。Ca含有量は0%であってもよいが、このような効果を得るためには、0.0001%以上であることが好ましい。Ca含有量は0.0005%以上、0.0010%以上又は0.0015%以上であってもよい。Caを過度に含有すると、上記の効果が飽和し、介在物の形成によって靭性を損なうことがある。このため、Ca含有量は0.0050%以下とする。Ca含有量は0.0045%以下、0.0040%以下又は0.0035%以下であってもよい。
[Ca: 0 to 0.0050%]
Calcium (Ca) is an element that controls the morphology of oxides and sulfides. The Ca content may be 0%, but in order to obtain such an effect, it is preferably 0.0001% or more. The Ca content may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more. Excessive Ca content may saturate the above effects and impair toughness due to the formation of inclusions. Therefore, the Ca content is set to 0.0050% or less. The Ca content may be 0.0045% or less, 0.0040% or less, or 0.0035% or less.
[Mg:0~0.0050%]
 マグネシウム(Mg)は、酸化物や硫化物の形態を制御する元素である。Mg含有量は0%であってもよいが、このような効果を得るためには、0.0001%以上であることが好ましい。Mg含有量は0.0005%以上、0.0010%以上又は0.0015%以上であってもよい。Mgを過度に含有すると、上記の効果が飽和し、介在物の形成によって靭性を損なうことがある。このため、Mg含有量は0.0050%以下とする。Mg含有量は0.0045%以下、0.0040%以下又は0.0035%以下であってもよい。
[Mg: 0 to 0.0050%]
Magnesium (Mg) is an element that controls the morphology of oxides and sulfides. The Mg content may be 0%, but in order to obtain such an effect, it is preferably 0.0001% or more. The Mg content may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more. Excessive content of Mg saturates the above effects and may impair toughness due to the formation of inclusions. Therefore, the Mg content is set to 0.0050% or less. The Mg content may be 0.0045% or less, 0.0040% or less, or 0.0035% or less.
[REM:0~0.0100%]
 希土類金属(REM)は、酸化物や硫化物の形態を制御する元素である。REM含有量は0%であってもよいが、このような効果を得るためには、0.0001%以上であることが好ましい。REM含有量は0.0005%以上、0.0010%以上又は0.0015%以上であってもよい。REMを過度に含有すると、上記の効果が飽和し、介在物の形成によって靭性を損なうことがある。このため、REM含有量は0.0100%以下とする。REM含有量は0.0080%以下、0.0060%以下又は0.0040%以下であってもよい。
 なお、本明細書におけるREMとは、原子番号21番のスカンジウム(Sc)、原子番号39番のイットリウム(Y)、及び、ランタノイドである原子番号57番のランタン(La)~原子番号71番のルテチウム(Lu)からなる群から選択される1種以上の元素であり、REM含有量はこれら元素の合計含有量である。
[REM: 0 to 0.0100%]
Rare earth metals (REM) are elements that control the morphology of oxides and sulfides. The REM content may be 0%, but in order to obtain such an effect, it is preferably 0.0001% or more. The REM content may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more. Excessive content of REM saturates the above effects and may impair toughness due to the formation of inclusions. Therefore, the REM content is set to 0.0100% or less. The REM content may be 0.0080% or less, 0.0060% or less, or 0.0040% or less.
The REMs in the present specification are lutetium (Sc) having an atomic number of 21, yttrium (Y) having an atomic number of 39, and lanthanum (La) having an atomic number of 57 to 71, which are lanthanoids. It is one or more elements selected from the group consisting of lutetium (Lu), and the REM content is the total content of these elements.
 本発明の実施形態4に係る厚鋼板において、上記の元素以外の残部は、Fe及び不純物である。不純物とは、厚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等である。 In the thick steel sheet according to the fourth embodiment of the present invention, the balance other than the above elements is Fe and impurities. Impurities are components that are mixed in by various factors in the manufacturing process, including raw materials such as ore and scrap, when thick steel sheets are industrially manufactured.
 実施形態4に係る厚鋼板の炭素当量(Ceq)、結晶粒の粗大粒径、結晶粒の平均粒径、結晶粒のアスペクト比、厚鋼板の組織、板厚、及び機械特性については、実施形態1に関連して上で説明したとおりである。 The carbon equivalent (Ceq) of the thick steel sheet, the coarse grain size of the crystal grains, the average grain size of the crystal grains, the aspect ratio of the crystal grains, the structure of the thick steel sheet, the plate thickness, and the mechanical properties according to the fourth embodiment are described in the embodiment. As explained above in relation to 1.
[実施形態4に係る厚鋼板の製造方法]
 次に、実施形態4に係る厚鋼板の製造方法について説明する。以下の説明は、実施形態4に係る厚鋼板を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該厚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。
[Manufacturing method of thick steel plate according to the fourth embodiment]
Next, a method for manufacturing the thick steel sheet according to the fourth embodiment will be described. The following description is intended to illustrate a characteristic method for manufacturing the thick steel sheet according to the fourth embodiment, and is limited to those in which the thick steel sheet is manufactured by the manufacturing method as described below. It is not intended to be done.
 実施形態4に係る厚鋼板の製造方法は、均質化熱処理後の、熱間圧延工程、焼入工程、中間熱処理工程、及び焼戻工程を含む。上記の均質化熱処理は、任意選択的なものであり、行っても行わなくてもよい。以下、他の各工程についてより詳細に説明する。本製造方法に供する鋼片としては、本実施形態の化学組成の範囲内であれば、特には限定されず、当業者に公知の任意の適切な鋳造条件下で製造された鋼片を使用することができる。例えば、鋼片は、造塊-分塊スラブであってもよいし、連続鋳造スラブであってもよい。製造効率、歩留り及び省エネルギーの観点からは、鋼片としては連続鋳造スラブを用いることが好ましい。 The method for producing a thick steel sheet according to the fourth embodiment includes a hot rolling step, a quenching step, an intermediate heat treatment step, and a tempering step after the homogenizing heat treatment. The above homogenization heat treatment is optional and may or may not be performed. Hereinafter, each of the other steps will be described in more detail. The steel piece to be used in the present production method is not particularly limited as long as it is within the range of the chemical composition of the present embodiment, and a steel piece produced under any suitable casting conditions known to those skilled in the art is used. be able to. For example, the piece of steel may be an ingot-slab slab or a continuously cast slab. From the viewpoint of production efficiency, yield and energy saving, it is preferable to use a continuously cast slab as the steel piece.
[熱間圧延工程]
 まず、実施形態4において規定される化学組成を有する鋼片が、熱間圧延工程において加熱され、次いで下記式5によって求められるパラメータZが7以上となるように熱間圧延される。加熱の温度は、圧延ロールの負荷を低減する観点から1000℃以上とすることが好ましく、組織の粗大化を抑制する観点から1250℃以下とすることが好ましい。
 Z=0.08×ε+300×f+10×ε×f   ・・・式5
 ここで、εは800℃以下における累積圧下率(%)であり、fはTi含有量(質量%)と3.4×N含有量(質量%)のうち小さい方の値である。
[Hot rolling process]
First, the steel pieces having the chemical composition specified in the fourth embodiment are heated in the hot rolling step, and then hot rolled so that the parameter Z obtained by the following formula 5 is 7 or more. The heating temperature is preferably 1000 ° C. or higher from the viewpoint of reducing the load on the rolling roll, and preferably 1250 ° C. or lower from the viewpoint of suppressing coarsening of the structure.
Z = 0.08 × ε + 300 × f + 10 × ε × f ・ ・ ・ Equation 5
Here, ε is the cumulative reduction rate (%) at 800 ° C. or lower, and f is the smaller value of the Ti content (mass%) and the 3.4 × N content (mass%).
 より具体的には、熱間圧延工程の際に上記式5によって求められるパラメータZが7以上となるように熱間圧延することにより、熱間圧延後の組織においてフェライト分率を増加させて、ピン止め粒子TiNによる効果と組み合わせて熱処理の際に結晶粒が粗大化することを抑制することで、厚鋼板において結晶粒の粗大粒径が45μm以下でかつ当該結晶粒の平均粒径が25μm以下である微細な組織を形成させることができる。一方で、パラメータZが7未満の場合には、熱間圧延後の組織においてベイナイト分率が増加し、最終組織が粗大化して靭性が低下する場合がある。 More specifically, the ferrite fraction is increased in the structure after hot rolling by hot rolling so that the parameter Z obtained by the above formula 5 is 7 or more in the hot rolling step. By suppressing the coarsening of crystal grains during heat treatment in combination with the effect of pinned particles TiN, the coarse grain size of the crystal grains is 45 μm or less and the average grain size of the crystal grains is 25 μm or less in the thick steel sheet. It is possible to form a fine structure. On the other hand, when the parameter Z is less than 7, the bainite fraction may increase in the structure after hot rolling, and the final structure may become coarse and the toughness may decrease.
 次いで、熱間圧延された鋼板は、800℃から500℃まで0.20℃/s以下の平均冷却速度で冷却される。このような比較的遅い冷却速度で冷却することにより、熱間圧延後の組織においてフェライト分率を増加させ、最終組織を細粒化させるとともに靱性を向上させることができる。一方で、平均冷却速度が0.20℃/sを超えると、熱間圧延後の組織においてベイナイト分率が増加し、最終組織が粗大化して靱性が低下する場合がある。 Next, the hot-rolled steel sheet is cooled from 800 ° C. to 500 ° C. at an average cooling rate of 0.20 ° C./s or less. By cooling at such a relatively slow cooling rate, the ferrite fraction can be increased in the structure after hot rolling, the final structure can be made finer, and the toughness can be improved. On the other hand, when the average cooling rate exceeds 0.20 ° C./s, the bainite fraction increases in the structure after hot rolling, and the final structure may become coarse and the toughness may decrease.
[焼入工程]
 熱間圧延工程後、鋼板は一旦150℃以下まで冷却され、次いで800℃以上の温度(焼入温度)に再加熱され、次に1.0℃/s以上の平均冷却速度で200℃以下まで冷却される。このような焼入れ処理を行うことにより、組織を微細化してPWHT後であっても所望の強度(引張強度及び降伏強度)を確保するとともに低温靭性を向上させることができる。一方で、1.0℃/s未満での冷却又は200℃よりも高温での冷却停止では、十分な焼入組織を得ることができず、所望の強度を確保できない場合がある。
[Quenching process]
After the hot rolling process, the steel sheet is once cooled to 150 ° C or lower, then reheated to a temperature of 800 ° C or higher (quenching temperature), and then to 200 ° C or lower at an average cooling rate of 1.0 ° C / s or higher. It is cooled. By performing such a quenching treatment, the structure can be made finer to secure desired strength (tensile strength and yield strength) even after PWHT, and to improve low temperature toughness. On the other hand, if cooling is performed at a temperature of less than 1.0 ° C./s or cooling is stopped at a temperature higher than 200 ° C., a sufficient hardened structure cannot be obtained, and a desired strength may not be secured.
[中間熱処理工程]
 次に、鋼板は、中間熱処理工程において650~850℃に加熱され、次いで1.0℃/s以上の平均冷却速度で200℃以下まで冷却される。このような中間熱処理を行うことにより、軟化と繰り返し焼入れの効果で組織の微細化を促進させることができる。ただし、中間熱処理工程は、後述する焼戻工程で十分な焼戻しを行うことができる場合には省略してもよい。
[Intermediate heat treatment process]
Next, the steel sheet is heated to 650 to 850 ° C. in the intermediate heat treatment step, and then cooled to 200 ° C. or lower at an average cooling rate of 1.0 ° C./s or more. By performing such an intermediate heat treatment, the micronization of the structure can be promoted by the effects of softening and repeated quenching. However, the intermediate heat treatment step may be omitted if sufficient tempering can be performed in the tempering step described later.
[焼戻工程]
 最後に、鋼板は、焼戻工程において焼戻し処理され、具体的には550~700℃の焼戻温度で30分~1時間にわたり加熱される。このような焼戻し処理により、強度を適切な範囲に調整するとともに靭性の向上を図ることができる。焼戻し後の冷却速度は特に限定されず、例えば空冷によって冷却すればよい。
[Tempering process]
Finally, the steel sheet is tempered in the tempering step, specifically heated at a tempering temperature of 550 to 700 ° C. for 30 minutes to 1 hour. By such tempering treatment, the strength can be adjusted to an appropriate range and the toughness can be improved. The cooling rate after tempering is not particularly limited, and cooling may be performed by, for example, air cooling.
 以下、実施例によって本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に何ら限定されるものではない。 Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to Examples, but the present invention is not limited to these Examples.
 以下の実施例では、実施形態1~4に係る厚鋼板をそれぞれ例A~Dにおいて製造し、得られた厚鋼板の機械特性について調べた。例A~Dで得られた厚鋼板における結晶粒の粗大粒径、平均粒径及びアスペクト比、並びに機械特性は下記の方法により決定した。 In the following examples, the thick steel plates according to the first to fourth embodiments were manufactured in Examples A to D, respectively, and the mechanical properties of the obtained thick steel plates were investigated. The coarse particle size, average particle size, aspect ratio, and mechanical properties of the crystal grains in the thick steel sheets obtained in Examples A to D were determined by the following methods.
[結晶粒の粗大粒径]
 結晶粒の粗大粒径は以下のように決定した。まず、厚鋼板の板厚1/4位置のL断面(厚鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面)を鏡面研磨し、次いで電子線後方散乱回折法(EBSD)により任意の1.0mm×0.4mmの領域の結晶方位を1箇所測定し、隣接する粒の方位差が15°以上ある領域を1つの結晶粒と定義して、個々の結晶粒の粒径を円相当直径として算出した。次に、これらの結晶粒のうち円相当直径の大きいものから10個選択し、それらの円相当直径の平均値を「結晶粒の粗大粒径」として決定した。
[Coarse grain size of crystal grains]
The coarse particle size of the crystal grains was determined as follows. First, the L cross section (cross section parallel to the rolling direction and the plate thickness direction of the thick steel plate) at the plate thickness 1/4 position of the thick steel plate is mirror-polished, and then an arbitrary 1.0 mm by electron backscatter diffraction method (EBSD). The crystal orientation of a region of × 0.4 mm is measured at one location, the region where the orientation difference of adjacent grains is 15 ° or more is defined as one crystal grain, and the particle size of each crystal grain is calculated as the equivalent diameter of a circle. did. Next, 10 of these crystal grains having a large circle-equivalent diameter were selected, and the average value of those circle-equivalent diameters was determined as the "coarse grain size of the crystal grains".
[結晶粒の平均粒径]
 結晶粒の平均粒径は以下のように決定した。まず、粗大粒径の場合と同様に、厚鋼板の板厚1/4位置のL断面(厚鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面)を鏡面研磨し、次いで電子線後方散乱回折法(EBSD)により任意の1.0mm×0.4mmの領域の結晶方位を1箇所測定し、隣接する粒の方位差が15°以上ある領域を1つの結晶粒と定義して、個々の結晶粒の粒径を円相当直径として算出した。算出された全ての結晶粒に基づいて算出される面積平均を「結晶粒の平均粒径」として決定し、より具体的には、面積平均(d)は、各結晶粒が占める面積(ai)と各結晶粒の円相当直径(di)とから下記式3によって算出した。
 d=Σ(ai×di)/Σai   ・・・式3
[Average grain size of crystal grains]
The average particle size of the crystal grains was determined as follows. First, as in the case of coarse particle size, the L cross section (cross section parallel to the rolling direction and the plate thickness direction of the thick steel plate) at the plate thickness 1/4 position of the thick steel plate is mirror-polished, and then the electron backscatter diffraction method is performed. (EBSD) is used to measure the crystal orientation of an arbitrary 1.0 mm × 0.4 mm region at one location, and the region where the orientation difference between adjacent grains is 15 ° or more is defined as one crystal grain, and each crystal grain is defined as one crystal grain. Was calculated as a circle-equivalent diameter. The area average calculated based on all the calculated crystal grains is determined as the "average particle size of the crystal grains", and more specifically, the area average (d) is the area occupied by each crystal grain (a i). ) and it was calculated by the following equation 3 from the circle equivalent diameter of each grain (d i).
d = Σ (a i × d i) / Σa i ··· Formula 3
[結晶粒のアスペクト比]
 結晶粒のアスペクト比は以下のように決定した。まず、厚鋼板の板厚1/4位置のL断面(厚鋼板の圧延方向及び板厚方向に平行な断面)を鏡面研磨し、次いで電子線後方散乱回折法(EBSD)により任意の1.0mm×0.4mmの領域の結晶方位を1箇所測定し、隣接する粒の方位差が15°以上ある領域を1つの結晶粒と定義して、個々の結晶粒の圧延方向長さ及び板厚方向長さを測定し、各結晶粒のアスペクト比を算出した。次に、算出された全ての結晶粒のアスペクト比の算術平均を「結晶粒のアスペクト比」として決定した。
[Aspect ratio of crystal grains]
The aspect ratio of the crystal grains was determined as follows. First, the L cross section (cross section parallel to the rolling direction and the plate thickness direction of the thick steel plate) at the plate thickness 1/4 position of the thick steel plate is mirror-polished, and then an arbitrary 1.0 mm by electron backscatter diffraction method (EBSD). The crystal orientation of a region of × 0.4 mm is measured at one location, and the region where the orientation difference of adjacent grains is 15 ° or more is defined as one crystal grain, and the rolling direction length and plate thickness direction of each crystal grain are defined. The length was measured and the aspect ratio of each crystal grain was calculated. Next, the arithmetic mean of the calculated aspect ratios of all the crystal grains was determined as the "aspect ratio of the crystal grains".
[機械特性]
 厚鋼板に関するPWHT後の機械特性を評価するため、得られた厚鋼板に対してPWHTに相当する650℃×15時間の熱処理を行った場合の引張強度(TS)、降伏強度(YS)及びシャルピー衝撃吸収エネルギー(vE-35)の平均値を測定した。TS及びYSは、上記熱処理を行った厚鋼板の板幅方向に平行な方向(C方向)から採取したJIS5号試験片に基づいてJIS Z2241:2011に準拠した引張試験を行うことで測定した。vE-35の平均値は、同様に上記熱処理を行った厚鋼板のC方向から採取したJIS4号試験片に基づいてJIS Z2242:2005の規定に準拠して、半径2mmの衝撃刃を用いて-35℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーを3本測定し、それらを平均することにより算出した。
[Mechanical characteristics]
Tensile strength (TS), yield strength (YS) and Charpy when the obtained thick steel sheet is heat-treated at 650 ° C. for 15 hours, which corresponds to PWHT, in order to evaluate the mechanical properties of the thick steel sheet after PWHT. The average value of shock absorption energy (vE -35) was measured. TS and YS were measured by performing a tensile test in accordance with JIS Z2241: 2011 based on a JIS No. 5 test piece collected from a direction (C direction) parallel to the plate width direction of the heat-treated thick steel sheet. The average value of vE- 35 is based on the JIS No. 4 test piece taken from the C direction of the thick steel sheet that has been similarly heat-treated, and in accordance with the provisions of JIS Z2242: 2005, using an impact blade with a radius of 2 mm- It was calculated by measuring three Charpy impact absorption energies at 35 ° C. and averaging them.
 以下の例A~Dでは、TSが580~730MPaであり、vE-35の平均値が70J以上である場合を、PWHT後の低温靱性が改善された高強度の厚鋼板として評価した。 In Examples A to D below, when TS was 580 to 730 MPa and the average value of vE-35 was 70 J or more, it was evaluated as a high-strength thick steel sheet with improved low-temperature toughness after PWHT.
[例A(実施形態1に対応)]
 まず、連続鋳造法により表1に示す化学組成を有するスラブを鋳造した。次いで、これらのスラブから表2に示す製造条件により板厚70mm以上の厚鋼板を製造した。表1に示す成分以外の残部はFe及び不純物である。熱間圧延は圧下率50%以上で実施し、熱間圧延工程後、鋼板を一旦150℃以下まで冷却し、次いで表2に示す焼入温度に再加熱した。結果を表3に示す。また、表3には示していないが、結晶粒のアスペクト比は、表3中の全ての実施例において1.5以下であった。
[Example A (corresponding to Embodiment 1)]
First, a slab having the chemical composition shown in Table 1 was cast by a continuous casting method. Next, a thick steel plate having a plate thickness of 70 mm or more was produced from these slabs under the production conditions shown in Table 2. The rest other than the components shown in Table 1 are Fe and impurities. Hot rolling was carried out at a rolling reduction of 50% or more, and after the hot rolling step, the steel sheet was once cooled to 150 ° C. or lower, and then reheated to the quenching temperature shown in Table 2. The results are shown in Table 3. Although not shown in Table 3, the aspect ratio of the crystal grains was 1.5 or less in all the examples in Table 3.
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 表1~3を参照すると、比較例133~137では、C、Si、Mn、Mo又はV含有量が低かったために十分なTSが得られなかった。比較例138では、Nb含有量が低かったために、NbCNによるピン止め効果が十分に得られず、結晶粒が粗大化して低温靭性が低下した。比較例139では、Alが含まれていなかったために、AlNによるピン止め効果が得られず、結晶粒が粗大化して低温靭性が低下した。比較例140、142及び146~148では、C、Mn、Ni、Mo又はV含有量が高かったために強度が過大となり低温靭性が低下した。比較例141では、Si含有量が高かったために島状マルテンサイトが生成して低温靭性が低下した。 Referring to Tables 1 to 3, in Comparative Examples 133 to 137, sufficient TS could not be obtained because the content of C, Si, Mn, Mo or V was low. In Comparative Example 138, since the Nb content was low, the pinning effect of NbCN was not sufficiently obtained, the crystal grains were coarsened, and the low temperature toughness was lowered. In Comparative Example 139, since Al was not contained, the pinning effect by AlN could not be obtained, the crystal grains were coarsened, and the low temperature toughness was lowered. In Comparative Examples 140, 142 and 146 to 148, the C, Mn, Ni, Mo or V content was high, so that the strength was excessive and the low temperature toughness was lowered. In Comparative Example 141, since the Si content was high, island-shaped martensite was formed and the low temperature toughness was lowered.
 比較例143~145では、P、S又はCu含有量が高かったために低温靭性が低下した。比較例149及び150では、Nb又はAl含有量が高かったために粗大な析出物が析出したり、介在物の量が多くなったりして低温靭性が低下した。比較例151では、B含有量が高かったために強度が高くなりすぎ、低温靭性が低下した。比較例152及び153では、N又はO含有量が高かったために介在物などが多く生成して低温靭性が低下した。比較例154~156では、均質化熱処理工程における制御が適切でなかったために、NbCNによるピン止め効果が十分に得られず、結晶粒が粗大化して低温靭性が低下した。比較例157及び158では、熱間圧延後の平均冷却速度が速かったためにベイナイト分率が増加し、最終組織が粗大化して低温靭性が低下した。 In Comparative Examples 143 to 145, the low temperature toughness was lowered because the P, S or Cu content was high. In Comparative Examples 149 and 150, since the Nb or Al content was high, coarse precipitates were precipitated and the amount of inclusions was large, resulting in a decrease in low temperature toughness. In Comparative Example 151, since the B content was high, the strength became too high and the low temperature toughness decreased. In Comparative Examples 152 and 153, since the N or O content was high, a large amount of inclusions and the like were generated, and the low temperature toughness decreased. In Comparative Examples 154 to 156, since the control in the homogenization heat treatment step was not appropriate, the pinning effect by NbCN was not sufficiently obtained, the crystal grains were coarsened, and the low temperature toughness was lowered. In Comparative Examples 157 and 158, the bainite fraction increased due to the high average cooling rate after hot rolling, the final structure became coarse, and the low temperature toughness decreased.
 これとは対照的に、全ての実施例において、厚鋼板の化学組成及び結晶粒の粒径を適切なものとすることにより、PWHTに相当する650℃×15時間の熱処理を行った場合でも、高強度でかつ低温靭性に優れた厚鋼板を得ることができ、さらには400MPa以上の高いYSを達成することができた。また、表3には示していないが、PWHT前の機械特性についても測定したところ、全ての実施例に係るPWHT前の厚鋼板において、TS:580~730MPa、vE-35の平均値:70J以上、及びYS:400MPa以上を達成することができた。また、SEM観察等による組織分析の結果から、全ての実施例に係る厚鋼板は、主としてフェライトから構成されており、組織中の焼戻しマルテンサイト及び焼戻し下部ベイナイトの含有量は合計で30%以下であることがわかった。 In contrast, in all the examples, by adjusting the chemical composition of the thick steel sheet and the grain size of the crystal grains to be appropriate, even when the heat treatment at 650 ° C. × 15 hours corresponding to PWHT is performed, even when the heat treatment is performed. A thick steel sheet having high strength and excellent low temperature toughness could be obtained, and a high YS of 400 MPa or more could be achieved. In addition, although not shown in Table 3, when the mechanical properties before PWHT were also measured, the average value of TS: 580 to 730 MPa and vE-35 : 70 J or more in the thick steel plate before PWHT according to all the examples. , And YS: 400 MPa or more could be achieved. In addition, from the results of microstructure analysis by SEM observation, etc., the thick steel sheets according to all the examples are mainly composed of ferrite, and the total content of tempered martensite and tempered lower bainite in the structure is 30% or less. It turned out that there was.
[例B(実施形態2に対応)]
 まず、連続鋳造法により表4に示す化学組成を有するスラブを鋳造した。次いで、これらのスラブから表5に示す製造条件により板厚70mm以上の厚鋼板を製造した。表4に示す成分以外の残部はFe及び不純物である。熱間圧延は圧下率50%以上で実施し、熱間圧延工程後、鋼板を一旦150℃以下まで冷却し、次いで表2に示す焼入温度に再加熱した。結果を表6に示す。また、表6には示していないが、結晶粒のアスペクト比は、表6中の全ての実施例において1.5以下であった。
[Example B (corresponding to Embodiment 2)]
First, a slab having the chemical composition shown in Table 4 was cast by a continuous casting method. Next, a thick steel plate having a plate thickness of 70 mm or more was produced from these slabs under the production conditions shown in Table 5. The rest other than the components shown in Table 4 are Fe and impurities. Hot rolling was carried out at a rolling reduction of 50% or more, and after the hot rolling step, the steel sheet was once cooled to 150 ° C. or lower, and then reheated to the quenching temperature shown in Table 2. The results are shown in Table 6. Although not shown in Table 6, the aspect ratio of the crystal grains was 1.5 or less in all the examples in Table 6.
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 表4~6を参照すると、比較例228~231及び233では、C、Si、Mn、Mo又はV含有量が低かったために十分なTSが得られなかった。比較例232では、Nb含有量が低かったために、NbCNによるピン止め効果が十分に得られず、結晶粒が粗大化して低温靭性が低下した。比較例234では、Ti含有量が低かったためにTiNの形成による鋼中の固溶窒素の消費が少なく、結果としてBNが多く生成して低温靭性が低下したと考えられる。比較例235では、B含有量が低かったためにBによる細粒化効果が十分に得られず、結晶粒が粗大化して低温靭性が低下した。比較例236では、Alが含まれていなかったために、AlNによるピン止め効果が得られず、結晶粒が粗大化して低温靭性が低下した。比較例237、239、242~244及び246では、C、Mn、Cu、Ni、Mo又はV含有量が高かったために強度が過大となり低温靭性が低下した。比較例238では、Si含有量が高かったために島状マルテンサイトが生成して低温靭性が低下した。 With reference to Tables 4 to 6, in Comparative Examples 228 to 231 and 233, sufficient TS could not be obtained because the C, Si, Mn, Mo or V contents were low. In Comparative Example 232, since the Nb content was low, the pinning effect of NbCN was not sufficiently obtained, the crystal grains were coarsened, and the low temperature toughness was lowered. In Comparative Example 234, it is considered that since the Ti content was low, the consumption of solid solution nitrogen in the steel due to the formation of TiN was small, and as a result, a large amount of BN was generated and the low temperature toughness was lowered. In Comparative Example 235, since the B content was low, the effect of fine graining by B was not sufficiently obtained, the crystal grains were coarsened, and the low temperature toughness was lowered. In Comparative Example 236, since Al was not contained, the pinning effect by AlN could not be obtained, the crystal grains were coarsened, and the low temperature toughness was lowered. In Comparative Examples 237, 239, 242 to 244 and 246, the C, Mn, Cu, Ni, Mo or V content was high, so that the strength was excessive and the low temperature toughness was lowered. In Comparative Example 238, since the Si content was high, island-shaped martensite was formed and the low temperature toughness was lowered.
 比較例240及び241では、P又はS含有量が高かったために低温靭性が低下した。比較例245及び249では、Nb又はAl含有量が高かったために粗大な析出物が析出したり、介在物の量が多くなったりして低温靭性が低下した。比較例247では、Ti含有量が高かったためにTi酸化物等が形成して低温靭性が低下した。比較例248では、B含有量が高かったためにBNが形成して低温靭性が低下した。比較例250及び251では、N又はO含有量が高かったために介在物などが多く生成して低温靭性が低下した。比較例252及び253では、均質化熱処理工程における制御が適切でなかったために、NbCNによるピン止め効果が十分に得られず、結晶粒が粗大化して低温靭性が低下した。比較例254及び255では、熱間圧延後の平均冷却速度が遅かったためにベイナイト分率が増加し、最終組織が粗大化して低温靭性が低下した。 In Comparative Examples 240 and 241, the low temperature toughness decreased due to the high P or S content. In Comparative Examples 245 and 249, since the Nb or Al content was high, coarse precipitates were precipitated and the amount of inclusions was large, resulting in a decrease in low temperature toughness. In Comparative Example 247, since the Ti content was high, Ti oxide and the like were formed and the low temperature toughness was lowered. In Comparative Example 248, since the B content was high, BN was formed and the low temperature toughness was lowered. In Comparative Examples 250 and 251, since the N or O content was high, a large amount of inclusions and the like were generated, and the low temperature toughness was lowered. In Comparative Examples 252 and 253, since the control in the homogenization heat treatment step was not appropriate, the pinning effect by NbCN was not sufficiently obtained, the crystal grains were coarsened, and the low temperature toughness was lowered. In Comparative Examples 254 and 255, the bainite fraction increased due to the slow average cooling rate after hot rolling, the final structure became coarse, and the low temperature toughness decreased.
 これとは対照的に、全ての実施例において、厚鋼板の化学組成及び結晶粒の粒径を適切なものとすることにより、PWHTに相当する650℃×15時間の熱処理を行った場合でも、高強度でかつ低温靭性に優れた厚鋼板を得ることができ、さらには400MPa以上の高いYSを達成することができた。また、表6には示していないが、PWHT前の機械特性についても測定したところ、全ての実施例に係るPWHT前の厚鋼板において、TS:580~730MPa、vE-35の平均値:70J以上、及びYS:400MPa以上を達成することができた。また、SEM観察等による組織分析の結果から、全ての実施例に係る厚鋼板は、主としてフェライトから構成されており、組織中の焼戻しマルテンサイト及び焼戻し下部ベイナイトの含有量は合計で30%以下であることがわかった。 In contrast, in all the examples, by adjusting the chemical composition of the thick steel sheet and the grain size of the crystal grains to be appropriate, even when the heat treatment at 650 ° C. × 15 hours corresponding to PWHT is performed, even when the heat treatment is performed. A thick steel sheet having high strength and excellent low temperature toughness could be obtained, and a high YS of 400 MPa or more could be achieved. Further, although not shown in Table 6, when the mechanical properties before PWHT were also measured, the average value of TS: 580 to 730 MPa and vE-35 : 70 J or more in the thick steel plate before PWHT according to all the examples. , And YS: 400 MPa or more could be achieved. In addition, from the results of microstructure analysis by SEM observation, etc., the thick steel sheets according to all the examples are mainly composed of ferrite, and the total content of tempered martensite and tempered lower bainite in the structure is 30% or less. It turned out that there was.
[例C(実施形態3に対応)]
 まず、連続鋳造法により表7に示す化学組成を有するスラブを鋳造した。次いで、これらのスラブから表8に示す製造条件により板厚70mm以上の厚鋼板を製造した。表7に示す成分以外の残部はFe及び不純物である。熱間圧延は圧下率50%以上で実施し、熱間圧延工程後、鋼板を一旦150℃以下まで冷却し、次いで表8に示す焼入温度に再加熱し、次に1.0℃/s以上の平均冷却速度で200℃以下まで冷却した。結果を表8に示す。また、表8には示していないが、結晶粒のアスペクト比は、表8中の全ての実施例において1.5以下であった。
[Example C (corresponding to Embodiment 3)]
First, a slab having the chemical composition shown in Table 7 was cast by a continuous casting method. Next, a thick steel plate having a plate thickness of 70 mm or more was produced from these slabs under the production conditions shown in Table 8. The rest other than the components shown in Table 7 are Fe and impurities. Hot rolling is carried out at a rolling reduction of 50% or more, and after the hot rolling process, the steel sheet is once cooled to 150 ° C. or lower, then reheated to the quenching temperature shown in Table 8, and then 1.0 ° C./s. It was cooled to 200 ° C. or lower at the above average cooling rate. The results are shown in Table 8. Although not shown in Table 8, the aspect ratio of the crystal grains was 1.5 or less in all the examples in Table 8.
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 表7及び8を参照すると、比較例311、313、315、320及び322は、C、Si、Mn、Mo又はV含有量が低かったために十分なTSが得られなかった。一方、比較例312、314、316、321及び323では、C、Si、Mn、Mo又はV含有量が高かったためにTSは良好であったものの、低温靭性が低下した。比較例317及び318では、P又はS含有量が高かったために低温靭性が低下した。比較例319では、Ni含有量が高かったために焼入れ性が過剰となり低温靭性が低下した。比較例324では、Al含有量が低かったためにAlNによるピン止め効果が十分に得られず、結晶粒が粗大化して低温靭性が低下した。一方、比較例325では、Al含有量が高かったために粗大なAlNが形成して低温靭性が低下した。 Referring to Tables 7 and 8, in Comparative Examples 311, 313, 315, 320 and 322, sufficient TS could not be obtained because the C, Si, Mn, Mo or V content was low. On the other hand, in Comparative Examples 312, 314, 316, 321 and 323, the TS was good because the C, Si, Mn, Mo or V content was high, but the low temperature toughness was lowered. In Comparative Examples 317 and 318, the low temperature toughness decreased due to the high P or S content. In Comparative Example 319, since the Ni content was high, the hardenability became excessive and the low temperature toughness decreased. In Comparative Example 324, since the Al content was low, the pinning effect of AlN was not sufficiently obtained, the crystal grains were coarsened, and the low temperature toughness was lowered. On the other hand, in Comparative Example 325, since the Al content was high, coarse AlN was formed and the low temperature toughness was lowered.
 比較例326では、B含有量が高かったために強度が過大となり低温靭性が低下した。比較例327では、[Al]×[N]が低かったためにAlNによるピン止め効果が十分に得られず、結晶粒が粗大化して低温靭性が低下した。比較例328~330では、加熱工程における制御が適切でなかったために、熱間圧延工程後に粗大なAlNが残留し、当該AlNによるピン止め効果が十分に得られず、結晶粒が粗大化して低温靭性が低下した。比較例331及び332では、熱間圧延後の平均冷却速度が遅かったために、AlNの粗大化が生じて低温靭性が低下した。 In Comparative Example 326, since the B content was high, the strength became excessive and the low temperature toughness decreased. In Comparative Example 327, since [Al] × [N] was low, the pinning effect by AlN could not be sufficiently obtained, the crystal grains were coarsened, and the low temperature toughness was lowered. In Comparative Examples 328 to 330, since the control in the heating step was not appropriate, coarse AlN remained after the hot rolling step, the pinning effect by the AlN was not sufficiently obtained, and the crystal grains became coarse and the temperature was low. The toughness has decreased. In Comparative Examples 331 and 332, since the average cooling rate after hot rolling was slow, coarsening of AlN occurred and low temperature toughness decreased.
 これとは対照的に、全ての実施例において、厚鋼板の化学組成及び結晶粒の粒径を適切なものとすることにより、PWHTに相当する650℃×15時間の熱処理を行った場合でも、高強度でかつ低温靭性に優れた厚鋼板を得ることができ、さらには400MPa以上の高いYSを達成することができた。また、表8には示していないが、PWHT前の機械特性についても測定したところ、全ての実施例に係るPWHT前の厚鋼板において、TS:580~730MPa、vE-35の平均値:70J以上、及びYS:400MPa以上を達成することができた。また、SEM観察等による組織分析の結果から、全ての実施例に係る厚鋼板は、主としてフェライトから構成されており、組織中の焼戻しマルテンサイト及び焼戻し下部ベイナイトの含有量は合計で30%以下であることがわかった。 In contrast, in all the examples, by adjusting the chemical composition of the thick steel sheet and the grain size of the crystal grains to be appropriate, even when the heat treatment at 650 ° C. × 15 hours corresponding to PWHT is performed, even when the heat treatment is performed. A thick steel sheet having high strength and excellent low temperature toughness could be obtained, and a high YS of 400 MPa or more could be achieved. Further, although not shown in Table 8, when the mechanical properties before PWHT were also measured, the average value of TS: 580 to 730 MPa and vE-35 : 70 J or more in the thick steel plate before PWHT according to all the examples. , And YS: 400 MPa or more could be achieved. In addition, from the results of microstructure analysis by SEM observation, etc., the thick steel sheets according to all the examples are mainly composed of ferrite, and the total content of tempered martensite and tempered lower bainite in the structure is 30% or less. It turned out that there was.
[例D(実施形態4に対応)]
 まず、連続鋳造法により表9に示す化学組成を有するスラブを鋳造した。次いで、これらのスラブから表10に示す製造条件により板厚70mm以上の厚鋼板を製造した。表9に示す成分以外の残部はFe及び不純物である。熱間圧延工程後、鋼板を一旦150℃以下まで冷却し、次いで表10に示す焼入温度に再加熱した。結果を表11に示す。また、表11には示していないが、結晶粒のアスペクト比は、表11中の全ての実施例において1.5以下であった。
[Example D (corresponding to Embodiment 4)]
First, a slab having the chemical composition shown in Table 9 was cast by a continuous casting method. Next, a thick steel plate having a plate thickness of 70 mm or more was produced from these slabs under the production conditions shown in Table 10. The rest other than the components shown in Table 9 are Fe and impurities. After the hot rolling step, the steel sheet was once cooled to 150 ° C. or lower, and then reheated to the quenching temperature shown in Table 10. The results are shown in Table 11. Although not shown in Table 11, the aspect ratio of the crystal grains was 1.5 or less in all the examples in Table 11.
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000027
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000028
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000028
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000029
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000030
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000030
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000031
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000032
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000033
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000034
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 表9~11を参照すると、比較例422~426では、C、Si、Mn、Mo又はV含有量が低かったために十分なTSが得られなかった。比較例427では、Ti含有量が低かったために、TiNによるピン止め効果が十分に得られず、結晶粒が粗大化して低温靭性が低下した。比較例428では、Al含有量が低かったために、AlNによるピン止め効果が十分に得られず、低温靭性が低下した。比較例429及び431では、C又はMn含有量が高かったために強度が過大となり低温靭性が低下した。比較例430及び432~434では、Si、P、S又はCu含有量が高かったために低温靭性が低下した。比較例435~437では、Ni、Mo又はV含有量が高かったために強度が過大となり低温靭性が低下した。 With reference to Tables 9 to 11, in Comparative Examples 422 to 426, sufficient TS could not be obtained because the C, Si, Mn, Mo or V contents were low. In Comparative Example 427, since the Ti content was low, the pinning effect of TiN was not sufficiently obtained, the crystal grains were coarsened, and the low temperature toughness was lowered. In Comparative Example 428, since the Al content was low, the pinning effect of AlN was not sufficiently obtained, and the low temperature toughness was lowered. In Comparative Examples 429 and 431, since the C or Mn content was high, the strength became excessive and the low temperature toughness decreased. In Comparative Examples 430 and 432 to 434, the low temperature toughness decreased due to the high content of Si, P, S or Cu. In Comparative Examples 435 to 437, the Ni, Mo or V content was high, so that the strength was excessive and the low temperature toughness was lowered.
 比較例438では、Ti含有量が高かったために、TiNが多量に生成してしまい低温靭性が低下した。比較例439では、Al含有量が高かったために介在物の量が多くなり低温靭性が低下した。比較例440では、N含有量が高かったために介在物などが多く生成して低温靭性が低下した。比較例441では、熱間圧延工程におけるパラメータZが適切でなかったために、熱間圧延後の組織においてベイナイト分率が増加し、最終組織が粗大化して低温靭性が低下した。比較例442では、熱間圧延後の平均冷却速度が速かったために、同様に熱間圧延後の組織においてベイナイト分率が増加し、最終組織が粗大化して低温靭性が低下した。 In Comparative Example 438, since the Ti content was high, a large amount of TiN was generated and the low temperature toughness decreased. In Comparative Example 439, since the Al content was high, the amount of inclusions was large and the low temperature toughness was lowered. In Comparative Example 440, since the N content was high, a large amount of inclusions and the like were generated, and the low temperature toughness decreased. In Comparative Example 441, since the parameter Z in the hot rolling step was not appropriate, the bainite fraction increased in the structure after hot rolling, the final structure became coarse, and the low temperature toughness decreased. In Comparative Example 442, since the average cooling rate after hot rolling was high, the bainite fraction also increased in the structure after hot rolling, the final structure became coarse, and the low temperature toughness decreased.
 これとは対照的に、全ての実施例において、厚鋼板の化学組成及び結晶粒の粒径を適切なものとすることにより、PWHTに相当する650℃×15時間の熱処理を行った場合でも、高強度でかつ低温靭性に優れた厚鋼板を得ることができ、さらには400MPa以上の高いYSを達成することができた。また、表11には示していないが、PWHT前の機械特性についても測定したところ、全ての実施例に係るPWHT前の厚鋼板において、TS:580~730MPa、vE-35の平均値:70J以上、及びYS:400MPa以上を達成することができた。また、SEM観察等による組織分析の結果から、全ての実施例に係る厚鋼板は、主としてフェライトから構成されており、組織中の焼戻しマルテンサイト及び焼戻し下部ベイナイトの含有量は合計で30%以下であることがわかった。 In contrast, in all the examples, by adjusting the chemical composition of the thick steel sheet and the grain size of the crystal grains to be appropriate, even when the heat treatment at 650 ° C. × 15 hours corresponding to PWHT is performed, even when the heat treatment is performed. A thick steel sheet having high strength and excellent low temperature toughness could be obtained, and a high YS of 400 MPa or more could be achieved. Further, although not shown in Table 11, when the mechanical properties before PWHT were also measured, the average value of TS: 580 to 730 MPa and vE-35 : 70 J or more in the thick steel plate before PWHT according to all the examples. , And YS: 400 MPa or more could be achieved. In addition, from the results of microstructure analysis by SEM observation, etc., the thick steel sheets according to all the examples are mainly composed of ferrite, and the total content of tempered martensite and tempered lower bainite in the structure is 30% or less. It turned out that there was.

Claims (10)

  1.  質量%で、
     C:0.050~0.130%、
     Si:0.100~0.600%、
     Mn:1.100~1.800%、
     P:0.0200%以下、
     S:0.0100%以下、
     Mo:0.050~0.500%、
     V:0.005~0.100%、
     Nb:0~0.100%、
     Al:0.001~0.120%(ただし、[Al]×[N]<3.2×10-4の場合にはAl:0.001~0.080%、ここで、[Al]及び[N]はそれぞれAl及びNの含有量(質量%)である)、
     B:0~0.0030%、
     N:0.0100%以下、
     O:0.0100%以下、
     Cu:0~0.500%、
     Ni:0~0.800%、
     Cr:0~0.50%、
     W:0~0.50%、
     Ti:0~0.100%(ただし、B含有量が0.0003%以上の場合にはTi:0.005~0.100%)、
     Sn:0~0.050%、
     Ca:0~0.0050%、
     Mg:0~0.0050%、
     REM:0~0.0100%、並びに
     残部:Fe及び不純物からなる化学組成を含み、
     方位差15°以上の境界で囲まれた結晶粒の粗大粒径が45μm以下であり、かつ前記結晶粒の平均粒径が25μm以下である組織を含み、
     580~730MPaの引張強度を有し、
     70mm以上の板厚を有することを特徴とする、厚鋼板。
    By mass%
    C: 0.050 to 0.130%,
    Si: 0.100 to 0.600%,
    Mn: 1.100 to 1.800%,
    P: 0.0200% or less,
    S: 0.0100% or less,
    Mo: 0.050 to 0.500%,
    V: 0.005 to 0.100%,
    Nb: 0 to 0.100%,
    Al: 0.001 to 0.120% (However, in the case of [Al] × [N] <3.2 × 10 -4 , Al: 0.001 to 0.080%, where [Al] and [N] is the content (mass%) of Al and N, respectively),
    B: 0 to 0.0030%,
    N: 0.0100% or less,
    O: 0.0100% or less,
    Cu: 0 to 0.500%,
    Ni: 0 to 0.800%,
    Cr: 0 to 0.50%,
    W: 0 to 0.50%,
    Ti: 0 to 0.100% (however, when the B content is 0.0003% or more, Ti: 0.005 to 0.100%),
    Sn: 0 to 0.050%,
    Ca: 0 to 0.0050%,
    Mg: 0 to 0.0050%,
    REM: 0 to 0.0100%, and balance: containing a chemical composition consisting of Fe and impurities.
    It contains a structure in which the coarse particle size of the crystal grains surrounded by the boundary having an orientation difference of 15 ° or more is 45 μm or less and the average particle size of the crystal grains is 25 μm or less.
    It has a tensile strength of 580 to 730 MPa and has a tensile strength of 580 to 730 MPa.
    A thick steel plate having a plate thickness of 70 mm or more.
  2.  400MPa以上の降伏強度を有することを特徴とする、請求項1に記載の厚鋼板。 The thick steel sheet according to claim 1, which has a yield strength of 400 MPa or more.
  3.  前記化学組成が、質量%で、
     C:0.050~0.130%、
     Si:0.100~0.600%、
     Mn:1.100~1.800%、
     P:0.0200%以下、
     S:0.0100%以下、
     Mo:0.050~0.500%、
     V:0.005~0.100%、
     Nb:0.005~0.100%、
     Al:0.001~0.080%、
     B:0.0003%未満、
     N:0.0100%以下、
     O:0.0100%以下、
     Cu:0~0.500%、
     Ni:0~0.800%、
     Cr:0~0.50%、
     W:0~0.50%、
     Ti:0~0.100%、
     Sn:0~0.050%、
     Ca:0~0.0050%、
     Mg:0~0.0050%、
     REM:0~0.0100%、並びに
     残部:Fe及び不純物からなることを特徴とする、請求項1又は2に記載の厚鋼板。
    When the chemical composition is mass%,
    C: 0.050 to 0.130%,
    Si: 0.100 to 0.600%,
    Mn: 1.100 to 1.800%,
    P: 0.0200% or less,
    S: 0.0100% or less,
    Mo: 0.050 to 0.500%,
    V: 0.005 to 0.100%,
    Nb: 0.005 to 0.100%,
    Al: 0.001 to 0.080%,
    B: Less than 0.0003%,
    N: 0.0100% or less,
    O: 0.0100% or less,
    Cu: 0 to 0.500%,
    Ni: 0 to 0.800%,
    Cr: 0 to 0.50%,
    W: 0 to 0.50%,
    Ti: 0 to 0.100%,
    Sn: 0 to 0.050%,
    Ca: 0 to 0.0050%,
    Mg: 0 to 0.0050%,
    The thick steel sheet according to claim 1 or 2, wherein the REM: 0 to 0.0100%, and the balance: Fe and impurities.
  4.  前記化学組成が、質量%で、
     Cu:0.050~0.500%、
     Ni:0.100~0.800%、
     Cr:0.05~0.50%、
     W:0.05~0.50%、
     Ti:0.005~0.100%、
     Sn:0.005~0.050%、
     Ca:0.0005~0.0050%、
     Mg:0.0005~0.0050%、及び
     REM:0.0005~0.0100%
    からなる群から選択される1種又は2種以上を含むことを特徴とする、請求項3に記載の厚鋼板。
    When the chemical composition is mass%,
    Cu: 0.050 to 0.500%,
    Ni: 0.100 to 0.800%,
    Cr: 0.05 to 0.50%,
    W: 0.05 to 0.50%,
    Ti: 0.005 to 0.100%,
    Sn: 0.005 to 0.050%,
    Ca: 0.0005 to 0.0050%,
    Mg: 0.0005 to 0.0050%, and REM: 0.0005 to 0.0100%
    The thick steel sheet according to claim 3, further comprising one type or two or more types selected from the group consisting of.
  5.  前記化学組成が、質量%で、
     C:0.050~0.130%、
     Si:0.100~0.600%、
     Mn:1.100~1.800%、
     P:0.0200%以下、
     S:0.0100%以下、
     Mo:0.050~0.500%、
     V:0.005~0.100%、
     Nb:0.005~0.100%、
     Al:0.001~0.080%、
     B:0.0003~0.0030%、
     N:0.0100%以下、
     O:0.0100%以下、
     Cu:0~0.500%、
     Ni:0~0.800%、
     Cr:0~0.50%、
     W:0~0.50%、
     Ti:0.005~0.100%、
     Sn:0~0.050%、
     Ca:0~0.0050%、
     Mg:0~0.0050%、
     REM:0~0.0100%、並びに
     残部:Fe及び不純物からなることを特徴とする、請求項1又は2に記載の厚鋼板。
    When the chemical composition is mass%,
    C: 0.050 to 0.130%,
    Si: 0.100 to 0.600%,
    Mn: 1.100 to 1.800%,
    P: 0.0200% or less,
    S: 0.0100% or less,
    Mo: 0.050 to 0.500%,
    V: 0.005 to 0.100%,
    Nb: 0.005 to 0.100%,
    Al: 0.001 to 0.080%,
    B: 0.0003 to 0.0030%,
    N: 0.0100% or less,
    O: 0.0100% or less,
    Cu: 0 to 0.500%,
    Ni: 0 to 0.800%,
    Cr: 0 to 0.50%,
    W: 0 to 0.50%,
    Ti: 0.005 to 0.100%,
    Sn: 0 to 0.050%,
    Ca: 0 to 0.0050%,
    Mg: 0 to 0.0050%,
    The thick steel sheet according to claim 1 or 2, wherein the REM: 0 to 0.0100%, and the balance: Fe and impurities.
  6.  前記化学組成が、質量%で、
     Cu:0.050~0.500%、
     Ni:0.100~0.800%、
     Cr:0.05~0.50%、
     W:0.05~0.50%、
     Sn:0.005~0.050%、
     Ca:0.0005~0.0050%、
     Mg:0.0005~0.0050%、及び
     REM:0.0005~0.0100%
    からなる群から選択される1種又は2種以上を含むことを特徴とする、請求項5に記載の厚鋼板。
    When the chemical composition is mass%,
    Cu: 0.050 to 0.500%,
    Ni: 0.100 to 0.800%,
    Cr: 0.05 to 0.50%,
    W: 0.05 to 0.50%,
    Sn: 0.005 to 0.050%,
    Ca: 0.0005 to 0.0050%,
    Mg: 0.0005 to 0.0050%, and REM: 0.0005 to 0.0100%
    The thick steel sheet according to claim 5, further comprising one or more selected from the group consisting of.
  7.  前記化学組成が、質量%で、
     C:0.050~0.130%、
     Si:0.100~0.600%、
     Mn:1.100~1.800%、
     P:0.0200%以下、
     S:0.0100%以下、
     Mo:0.050~0.500%、
     V:0.005~0.100%、
     Nb:0~0.100%、
     Al:0.081~0.120%、
     B:0.0003%未満、
     N:0.0100%以下、
     O:0.0100%以下、
     Cu:0~0.500%、
     Ni:0~0.800%、
     Cr:0~0.50%、
     W:0~0.50%、
     Ti:0~0.100%、
     Sn:0~0.050%、
     Ca:0~0.0050%、
     Mg:0~0.0050%、
     REM:0~0.0100%、並びに
     残部:Fe及び不純物からなり、
     [Al]×[N]≧3.2×10-4(ここで、[Al]及び[N]はそれぞれAl及びNの含有量(質量%)である)を満足することを特徴とする、請求項1又は2に記載の厚鋼板。
    When the chemical composition is mass%,
    C: 0.050 to 0.130%,
    Si: 0.100 to 0.600%,
    Mn: 1.100 to 1.800%,
    P: 0.0200% or less,
    S: 0.0100% or less,
    Mo: 0.050 to 0.500%,
    V: 0.005 to 0.100%,
    Nb: 0 to 0.100%,
    Al: 0.081 to 0.120%,
    B: Less than 0.0003%,
    N: 0.0100% or less,
    O: 0.0100% or less,
    Cu: 0 to 0.500%,
    Ni: 0 to 0.800%,
    Cr: 0 to 0.50%,
    W: 0 to 0.50%,
    Ti: 0 to 0.100%,
    Sn: 0 to 0.050%,
    Ca: 0 to 0.0050%,
    Mg: 0 to 0.0050%,
    REM: 0-0.0100%, and balance: Fe and impurities
    It is characterized in that it satisfies [Al] × [N] ≧ 3.2 × 10 -4 (where [Al] and [N] are the contents (mass%) of Al and N, respectively). The thick steel plate according to claim 1 or 2.
  8.  前記化学組成が、質量%で、
     Nb:0.005~0.100%、
     Cu:0.050~0.500%、
     Ni:0.100~0.800%、
     Cr:0.05~0.50%、
     W:0.05~0.50%、
     Ti:0.005~0.100%、
     Sn:0.005~0.050%、
     Ca:0.0005~0.0050%、
     Mg:0.0005~0.0050%、及び
     REM:0.0005~0.0100%
    からなる群から選択される1種又は2種以上を含むことを特徴とする、請求項7に記載の厚鋼板。
    When the chemical composition is mass%,
    Nb: 0.005 to 0.100%,
    Cu: 0.050 to 0.500%,
    Ni: 0.100 to 0.800%,
    Cr: 0.05 to 0.50%,
    W: 0.05 to 0.50%,
    Ti: 0.005 to 0.100%,
    Sn: 0.005 to 0.050%,
    Ca: 0.0005 to 0.0050%,
    Mg: 0.0005 to 0.0050%, and REM: 0.0005 to 0.0100%
    The thick steel sheet according to claim 7, further comprising one or more selected from the group consisting of.
  9.  前記化学組成が、質量%で、
     C:0.050~0.130%、
     Si:0.100~0.600%、
     Mn:1.100~1.800%、
     P:0.0200%以下、
     S:0.0100%以下、
     Mo:0.050~0.500%、
     V:0.005~0.100%、
     Al:0.001~0.080%、
     N:0.0100%以下、
     O:0.0100%以下、
     Cu:0~0.500%、
     Ni:0~0.800%、
     Cr:0~0.50%、
     W:0~0.50%、
     Ti:0.005~0.100%、
     Sn:0~0.050%、
     Ca:0~0.0050%、
     Mg:0~0.0050%、
     REM:0~0.0100%、並びに
     残部:Fe及び不純物からなることを特徴とする、請求項1又は2に記載の厚鋼板。
    When the chemical composition is mass%,
    C: 0.050 to 0.130%,
    Si: 0.100 to 0.600%,
    Mn: 1.100 to 1.800%,
    P: 0.0200% or less,
    S: 0.0100% or less,
    Mo: 0.050 to 0.500%,
    V: 0.005 to 0.100%,
    Al: 0.001 to 0.080%,
    N: 0.0100% or less,
    O: 0.0100% or less,
    Cu: 0 to 0.500%,
    Ni: 0 to 0.800%,
    Cr: 0 to 0.50%,
    W: 0 to 0.50%,
    Ti: 0.005 to 0.100%,
    Sn: 0 to 0.050%,
    Ca: 0 to 0.0050%,
    Mg: 0 to 0.0050%,
    The thick steel sheet according to claim 1 or 2, wherein the REM: 0 to 0.0100%, and the balance: Fe and impurities.
  10.  前記化学組成が、質量%で、
     Cu:0.050~0.500%、
     Ni:0.100~0.800%、
     Cr:0.05~0.50%、
     W:0.05~0.50%、
     Sn:0.005~0.050%、
     Ca:0.0005~0.0050%、
     Mg:0.0005~0.0050%、及び
     REM:0.0005~0.0100%
    からなる群から選択される1種又は2種以上を含むことを特徴とする、請求項9に記載の厚鋼板。
    When the chemical composition is mass%,
    Cu: 0.050 to 0.500%,
    Ni: 0.100 to 0.800%,
    Cr: 0.05 to 0.50%,
    W: 0.05 to 0.50%,
    Sn: 0.005 to 0.050%,
    Ca: 0.0005 to 0.0050%,
    Mg: 0.0005 to 0.0050%, and REM: 0.0005 to 0.0100%
    The thick steel sheet according to claim 9, further comprising one or more selected from the group consisting of.
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