JP2019173054A - High strength high ductility steel sheet - Google Patents

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Abstract

To provide a high strength high ductility steel sheet excellent in yield strength, tensile strength, yield ratio, and excellent in elongation property.SOLUTION: There is provided a high strength high ductility steel sheet having a prescribed chemical component composition, Pcm represented by a prescribed formula of 0.30 or less, DI represented by a prescribed formula of 7.0 or more, a metallic structure with, as percentage in all structures, area percentage of bainite and martensite of 90% or more, and area percentage of MA of 5% or less, area percentage of carbide to area of the bainite and the martensite of 5% or less and average circle equivalent diameter of the carbide of 0.15 μm or less, and aspect ratio which is a value dividing length in a rolling direction of an old austenite particle by length in a sheet thickness direction of less than 3, and satisfying a prescribed property in a sheet width direction.SELECTED DRAWING: None

Description

本発明は、引張特性(降伏強度、引張強度、降伏比)が良好でありながら伸び特性にも優れる高強度高延性鋼板に関する。   The present invention relates to a high-strength and high-ductility steel sheet that has excellent tensile properties (yield strength, tensile strength, yield ratio) but also excellent elongation properties.

橋梁、船舶、海洋構造物、圧力容器、ラインパイプなどの溶接構造物材として用いられる降伏強度の高い高張力鋼板には、強度のほか、優れた伸び特性も併せて要求される場合がある。鋼板は角形鋼管のような曲げ内半径2.5tといった非常に厳しい冷間曲げ加工がなされる場合があるため、伸び特性は冷間曲げ加工性を向上させるために重要な特性である。   High tensile strength steel sheets with high yield strength used as welded structure materials such as bridges, ships, offshore structures, pressure vessels, and line pipes may be required to have excellent elongation characteristics in addition to strength. Since the steel sheet may be subjected to extremely severe cold bending processing such as a square inner radius of 2.5 t like a square steel pipe, the elongation characteristic is an important characteristic for improving the cold bending workability.

高張力鋼板について、従来から種々技術が検討されている。
例えば、特許文献1には、溶接入熱量が400kJ/cmを超える1層大入熱溶接部での高靭性を安定して達成する、引張強さが780MPa以上の高強度厚鋼板が開示されている。
特許文献1に係る高強度厚鋼板では、母材の引張強さが780MPa以上、溶接入熱量が400kJ/cmを超える1層大入熱溶接部での靭性(試験温度0℃のシャルピー衝撃エネルギー)が70J以上、大入熱溶接部の最軟化硬度がHV250以上を安定して達成するために、鋼組成を適切に選定して、大入熱溶接熱影響部のミクロ組織中に、脆化組織である島状マルテンサイトを含む脆弱な上部ベイナイト組織が生成することを極力抑制している。
Various techniques have been studied for high-tensile steel sheets.
For example, Patent Document 1 discloses a high-strength thick steel plate having a tensile strength of 780 MPa or more that stably achieves high toughness in a one-layer large heat input weld zone having a welding heat input exceeding 400 kJ / cm. Yes.
In the high-strength thick steel plate according to Patent Document 1, the toughness in a single-layer large heat input weld where the tensile strength of the base material is 780 MPa or more and the welding heat input exceeds 400 kJ / cm (Charpy impact energy at a test temperature of 0 ° C.) In order to stably achieve a softening hardness of 70 J or more and a maximum heat input weld zone of HV250 or more, the steel composition is appropriately selected and the embrittlement structure is included in the microstructure of the heat input zone of high heat input welding. Generation of a fragile upper bainite structure including island martensite is suppressed as much as possible.

また、特許文献2には、板厚30mm以上、降伏強度が630MPa以上で、母材の強度・靭性に優れるとともに、溶接熱影響部の靭性にも優れる高張力鋼板が開示されている。
特許文献2に係る高張力鋼板では、母材成分中のMn,NiおよびCrを適正量添加し、Cを低減することにより、生成する島状マルテンサイトの大きさ(面積)を小さくすると共に、島状マルテンサイトの硬さを低減してマトリックス組織との硬度差を小さくしている。これにより、厚肉かつ高強度が求められる鋼板の母材強度・靭性を向上するだけでなく、溶接熱影響部の靭性も改善されるとしている。
Patent Document 2 discloses a high-tensile steel sheet having a plate thickness of 30 mm or more and a yield strength of 630 MPa or more, which is excellent in the strength and toughness of the base material and excellent in the toughness of the weld heat affected zone.
In the high-tensile steel plate according to Patent Document 2, by adding an appropriate amount of Mn, Ni and Cr in the base material component and reducing C, the size (area) of the island martensite to be generated is reduced, The hardness of the island martensite is reduced to reduce the hardness difference from the matrix structure. This not only improves the base metal strength and toughness of a steel sheet that is required to be thick and high in strength, but also improves the toughness of the weld heat affected zone.

特開2010−229453号公報JP 2010-229453 A 特開2012−172243号公報JP 2012-172243 A

しかしながら、特許文献1及び特許文献2では伸び特性について何ら検討されておらず、伸び特性が不十分である場合がある。   However, Patent Document 1 and Patent Document 2 do not discuss any elongation characteristics, and the elongation characteristics may be insufficient.

本発明は、このような状況に鑑みてなされたものであり、降伏強度、引張強度及び降伏比が優れると共に、伸び特性にも優れた高強度高延性鋼板を提供することを目的とするものである。   The present invention has been made in view of such circumstances, and an object of the present invention is to provide a high-strength and high-ductility steel sheet that has excellent yield strength, tensile strength, and yield ratio, as well as excellent elongation characteristics. is there.

本発明の態様1は、
C: 0.035〜0.070質量%、
Si:0.10〜0.55質量%、
Mn:1.55〜2.20質量%、
P: 0.0120質量%以下(0質量%を含まない)、
S: 0.0050質量%以下(0質量%を含まない)、
Al:0.015〜0.050質量%、
Ti:0.005〜0.030質量%、
N: 0.0010〜0.0060質量%、
Ca:0.0005〜0.0040質量%、
B: 0.0003〜0.0030質量%、
Cu:0.20〜0.70質量%、及び
Ni:1.05〜2.00質量%、Cr:0.55〜1.00質量%及びMo:0.20〜0.60質量%からなる群から選択される1種以上を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなり、
下記式(1)で表されるPcmが0.30以下、
下記式(2)で表されるDIが7.0以上、及び
金属組織が、
ベイナイト及びマルテンサイトの面積率が90%以上、且つMA(Martensite−Austenite constituent)の面積率が5%以下であり、
前記ベイナイト及びマルテンサイトの面積に対する炭化物の面積率が5%以下、且つ当該炭化物の平均円相当直径が0.15μm以下であり、
旧オーステナイト粒の圧延方向の長さを板厚方向の長さで除した値であるアスペクト比が3未満であり、
板幅方向において、
降伏強度YPが700MPa以上、
引張強度TSが780〜930MPa、
降伏比YRが85%以上、及び
引張強度TSと伸びELの積TS×ELが13800MPa%以上である、高強度高延性鋼板である。

Pcm=[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5×[B] ・・・(1)

DI=1.16×([C]/10)0.5×(0.7×[Si]+1)×(5.1×([Mn]−1.2)+5)×(0.35×[Cu]+1)×(0.36×[Ni]+1)×(2.16×[Cr]+1)×(3×[Mo]+1)×(1.75×[V]+1)×(200×[B]+1) ・・・(2)

ただし、[C],[Si],[Mn],[Cu],[Ni],[Cr],[Mo],[V]及び[B]は、それぞれC,Si,Mn,Cu,Ni,Cr,Mo,V及びBの含有量(質量%)を示す。
Aspect 1 of the present invention
C: 0.035 to 0.070 mass%,
Si: 0.10 to 0.55 mass%,
Mn: 1.55 to 2.20% by mass,
P: 0.0120 mass% or less (excluding 0 mass%),
S: 0.0050 mass% or less (excluding 0 mass%),
Al: 0.015 to 0.050 mass%,
Ti: 0.005-0.030 mass%,
N: 0.0010 to 0.0060% by mass,
Ca: 0.0005 to 0.0040 mass%,
B: 0.0003-0.0030 mass%,
Cu: 0.20 to 0.70% by mass, Ni: 1.05 to 2.00% by mass, Cr: 0.55 to 1.00% by mass, and Mo: 0.20 to 0.60% by mass Including one or more selected from the group, the balance consisting of Fe and inevitable impurities,
Pcm represented by the following formula (1) is 0.30 or less,
DI represented by the following formula (2) is 7.0 or more, and the metal structure is
The area ratio of bainite and martensite is 90% or more, and the area ratio of MA (Martensite-Austenite constituent) is 5% or less,
The area ratio of carbide to the area of the bainite and martensite is 5% or less, and the average equivalent circle diameter of the carbide is 0.15 μm or less,
The aspect ratio, which is a value obtained by dividing the length of the prior austenite grains in the rolling direction by the length in the thickness direction, is less than 3,
In the plate width direction,
Yield strength YP is 700 MPa or more,
Tensile strength TS is 780 to 930 MPa,
It is a high-strength and high-ductility steel sheet having a yield ratio YR of 85% or more and a product TS × EL of tensile strength TS and elongation EL of 13800 MPa% or more.

Pcm = [C] + [Si] / 30 + [Mn] / 20 + [Cu] / 20 + [Ni] / 60 + [Cr] / 20 + [Mo] / 15 + [V] / 10 + 5 × [B] (1 )

DI = 1.16 × ([C] / 10) 0.5 × (0.7 × [Si] +1) × (5.1 × ([Mn] −1.2) +5) × (0.35 × [Cu] +1) × (0.36 × [Ni] +1) × (2.16 × [Cr] +1) × (3 × [Mo] +1) × (1.75 × [V] +1) × (200 × [B] +1) (2)

However, [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V] and [B] are respectively C, Si, Mn, Cu, Ni, Content (mass%) of Cr, Mo, V, and B is shown.

本発明の態様2は、
態様1に記載の化学成分組成を有する鋼片を、表面温度が1100℃〜1400℃になるように加熱した後、累積圧下率が5%以上となるように熱間圧延を行い、その後表面温度が300℃以下になるまで冷却する第1圧延工程と、
表面温度が950℃〜1250℃になるように加熱した後、熱間圧延を行う第2圧延工程と、
表面温度がAc3点以上、950℃以下の焼入れ温度から焼入れを行う焼入れ工程と、
表面温度が520℃以上、630℃以下の焼戻し温度で焼戻しする焼戻し工程と、
をこの順に含む、態様1に記載の高強度高延性鋼板の製造方法である。
Aspect 2 of the present invention
After heating the steel slab having the chemical component composition described in aspect 1 so that the surface temperature is 1100 ° C. to 1400 ° C., hot rolling is performed so that the cumulative rolling reduction is 5% or more, and then the surface temperature is increased. A first rolling step of cooling until the temperature becomes 300 ° C. or lower,
A second rolling step of performing hot rolling after heating the surface temperature to be 950 ° C. to 1250 ° C .;
A quenching process in which the surface temperature is quenched from a quenching temperature of Ac3 point or higher and 950 ° C or lower;
A tempering step in which the surface temperature is tempered at a tempering temperature of 520 ° C. or higher and 630 ° C. or lower;
Is a manufacturing method of the high-strength and high-ductility steel sheet according to aspect 1.

降伏強度、引張強度及び降伏比が優れると共に、優れた伸び特性も有することができる。   It has excellent yield strength, tensile strength and yield ratio, and also has excellent elongation characteristics.

本発明者は鋭意検討した結果、ベイナイト及びマルテンサイトの面積に対する炭化物の面積率を5%以下、且つ当該炭化物の平均円相当直径を0.15μm以下に制御すると、炭化物が微細分散し、例えば曲げ加工時等に炭化物を起点とした延性破壊が発生しにくくなるため、伸び特性を向上させることができることを見出した。   As a result of intensive studies, the present inventors have found that when the area ratio of carbide to the area of bainite and martensite is controlled to 5% or less and the average equivalent circle diameter of the carbide is controlled to 0.15 μm or less, the carbide is finely dispersed, for example, bending It has been found that elongation characteristics can be improved because ductile fracture starting from carbide is less likely to occur during processing.

また、本発明者は鋭意検討した結果、ベイナイト及びマルテンサイトの面積に対する炭化物の面積率を5%以下、且つ当該炭化物の平均円相当直径を0.15μm以下に制御するには、まず第1段の加熱と圧延として軽圧下の圧延(後述する第1圧延工程)をし、その後所望の板厚となるように第2段の圧延(後述する第2圧延工程)をする2段階の圧延をすればよいことを見出した。第1段の加熱と圧延である軽圧下の圧延を行うことにより、鋳造段階で形成された粗大な炭化物が十分に固溶し、その後の工程で再析出する炭化物は微細に鋼中に分散されることになる。   In addition, as a result of intensive studies, the present inventor first controlled the area ratio of carbide to the area of bainite and martensite to 5% or less and the average equivalent circle diameter of the carbide to 0.15 μm or less. As the heating and rolling, a light rolling (first rolling process described later) is performed, and then a second stage rolling (second rolling process described later) is performed so as to obtain a desired plate thickness. I found out that I should do it. By carrying out the first stage heating and rolling under light pressure, the coarse carbides formed in the casting stage are sufficiently dissolved, and the carbides re-precipitated in the subsequent steps are finely dispersed in the steel. Will be.

1.化学成分組成
以下に本発明の高強度高延性鋼板(以下、単に「鋼板」ということがある)の化学成分組成について説明する。
1. Chemical Component Composition The chemical component composition of the high-strength and high-ductility steel plate (hereinafter sometimes simply referred to as “steel plate”) of the present invention is described below.

[C:0.035〜0.070質量%]
Cは、鋼板の高強度化に寄与する元素である。C含有量が0.035質量%未満であると、所望の組織が十分得られず、必要な母材強度を確保することが困難になる。そのため、C含有量は、0.035質量%以上とする。好ましくは0.040%以上とする。一方、Cは、HAZ靭性を劣化させる元素であり、また耐溶接割れ性を劣化させやすい元素でもある。C含有量が0.070質量%を超えると、母材強度は確保しやすくなるが、鋼板表面部の硬さが大きくなり曲げ加工性が劣化する。更に、C含有量が過剰であると、MAが残留しやすくなり、高強度及び高靭性を得ることが困難となる。また、焼戻し後に析出する炭化物サイズ(炭化物の平均円相当直径)が大きくなり、伸び特性が劣化する。このような観点から、C含有量の上限は0.070質量%とする。好ましくは0.065質量%、より好ましくは0.060質量%とする。
[C: 0.035 to 0.070 mass%]
C is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet. If the C content is less than 0.035% by mass, a desired structure cannot be obtained sufficiently, and it becomes difficult to ensure the necessary base material strength. Therefore, C content shall be 0.035 mass% or more. Preferably it is 0.040% or more. On the other hand, C is an element that deteriorates the HAZ toughness and is also an element that easily deteriorates the weld crack resistance. When the C content exceeds 0.070% by mass, the strength of the base material is easily secured, but the hardness of the steel plate surface portion increases and the bending workability deteriorates. Furthermore, if the C content is excessive, MA tends to remain, making it difficult to obtain high strength and high toughness. Further, the size of carbides precipitated after tempering (the average equivalent circle diameter of carbides) increases, and the elongation characteristics deteriorate. From such a viewpoint, the upper limit of the C content is 0.070% by mass. Preferably it is 0.065 mass%, More preferably, you may be 0.060 mass%.

[Si:0.10〜0.55質量%]
Siは、脱酸材として有効な元素である。また、Siは、母材強度の向上に有効な元素であり、これらの効果を発揮させるには、Siを0.10質量%以上含有させる。好ましくは0.15質量%以上含有させる。しかし、Si含有量が過剰になると、MAが形成され母材強度と靭性の確保が困難となる。加えて、HAZ靭性と溶接性の劣化を招きやすくなるので、Si含有量は0.55質量%以下とする。好ましい上限は0.50質量%であり、より好ましくは0.40質量%である。
[Si: 0.10 to 0.55 mass%]
Si is an element effective as a deoxidizing material. Si is an element effective for improving the strength of the base material. In order to exert these effects, Si is contained in an amount of 0.10% by mass or more. Preferably 0.15 mass% or more is contained. However, when the Si content is excessive, MA is formed, and it becomes difficult to ensure the strength and toughness of the base material. In addition, since the HAZ toughness and weldability are easily deteriorated, the Si content is set to 0.55 mass% or less. A preferable upper limit is 0.50 mass%, More preferably, it is 0.40 mass%.

[Mn:1.55〜2.20質量%]
Mnは、オーステナイトを安定化させ、変態温度を低温化させる元素である。また、Mnは、低温変態による結晶粒径微細化効果により衝撃特性の確保に有効な元素である。さらに、Mnは、焼入れ性を向上させて強度向上に有効である。これらの効果を発揮させるために、Mnを1.55質量%以上含有させる。好ましくは1.60質量%以上含有させる。しかし、Mnを過剰に含有させると、伸び特性及びHAZ靭性が劣化する。そのため、Mn含有量の上限は2.20質量%とする。好ましい上限は2.10質量%である。
[Mn: 1.55 to 2.20% by mass]
Mn is an element that stabilizes austenite and lowers the transformation temperature. Mn is an element effective for securing impact characteristics due to the effect of refining the crystal grain size due to low-temperature transformation. Further, Mn is effective for improving the hardenability and improving the strength. In order to exhibit these effects, 1.55 mass% or more of Mn is contained. Preferably it is contained 1.60 mass% or more. However, when Mn is contained excessively, elongation characteristics and HAZ toughness deteriorate. Therefore, the upper limit of the Mn content is 2.20% by mass. A preferable upper limit is 2.10% by mass.

[P:0.0120質量%以下(0質量%を含まない)]
Pは、衝撃特性(母材靭性、曲げ加工後の靭性)とHAZ靭性に悪影響を及ぼす元素である。そのため、P含有量を0.0120質量%以下に規制する必要がある。好ましくは0.0110質量%以下に規制する。
[P: 0.0120% by mass or less (excluding 0% by mass)]
P is an element that adversely affects impact properties (base material toughness, toughness after bending) and HAZ toughness. Therefore, it is necessary to regulate the P content to 0.0120% by mass or less. Preferably, it is restricted to 0.0110 mass% or less.

[S:0.0050質量%以下(0質量%を含まない)]
Sは、MnSを形成して衝撃特性とHAZ靭性、更には母材伸びを劣化させる元素である。そのため、S含有量は0.0050質量%以下に規制する。好ましくは0.0030質量%以下に規制する。
[S: 0.0050 mass% or less (excluding 0 mass%)]
S is an element that forms MnS and degrades impact characteristics, HAZ toughness, and further, base material elongation. Therefore, the S content is restricted to 0.0050 mass% or less. Preferably it regulates to 0.0030 mass% or less.

[Al:0.015〜0.050質量%]
Alは、脱酸に必要な元素であり、0.015質量%以上含有させる。好ましくは0.020質量%以上含有させる。一方、Alを過剰に含有させると、アルミナ系の粗大な介在物を形成し衝撃特性が低下する。そのため、Al含有量は0.050質量%以下とする。好ましくは0.040質量%以下である。
[Al: 0.015 to 0.050 mass%]
Al is an element necessary for deoxidation, and is contained in an amount of 0.015% by mass or more. Preferably, 0.020% by mass or more is contained. On the other hand, when Al is excessively contained, alumina-based coarse inclusions are formed, and impact characteristics are deteriorated. Therefore, Al content shall be 0.050 mass% or less. Preferably it is 0.040 mass% or less.

[Ti:0.005〜0.030質量%]
Tiは、Nと窒化物(TiN)を形成して熱間圧延前の加熱時におけるオーステナイト粒(γ粒)の粗大化を防止する元素である。Tiは、得られる組織を微細化することによって、強度の確保、靭性とHAZ靭性の向上に寄与する元素である。また、Tiは、Bと組み合わせて使用することによりフリーBを形成させることで焼入性を高めることができる。これらの効果を発揮させるには、Tiを0.005質量%以上含有させる必要がある。好ましくは0.010質量%以上含有させる。しかし、Ti含有量が過剰では、TiNの他にTiCが析出し、靭性とHAZ靭性が劣化する。よってTi含有量は0.030質量%以下、好ましくは0.025質量%以下とする。
[Ti: 0.005 to 0.030 mass%]
Ti is an element that forms N and nitride (TiN) to prevent coarsening of austenite grains (γ grains) during heating before hot rolling. Ti is an element that contributes to securing strength and improving toughness and HAZ toughness by refining the resulting structure. Further, when Ti is used in combination with B, hardenability can be enhanced by forming free B. In order to exhibit these effects, it is necessary to contain Ti 0.005 mass% or more. Preferably it is made to contain 0.010 mass% or more. However, when the Ti content is excessive, TiC is precipitated in addition to TiN, and the toughness and the HAZ toughness deteriorate. Therefore, the Ti content is 0.030% by mass or less, preferably 0.025% by mass or less.

[N:0.0010〜0.0060質量%]
Nは、TiとともにTiNを生成し、熱間圧延前の加熱時および溶接時におけるγ粒の粗大化を防止し、靭性やHAZ靭性を向上させるのに有効な元素である。N含有量が0.0010質量%未満であると、TiNが不足し、上記γ粒が粗大になり、靭性やHAZ靭性が劣化する。そのため、N含有量は0.0010質量%以上、好ましくは0.0020質量%以上、より好ましくは0.0030質量%以上とする。一方、N含有量が過剰になり、0.0060%を超えると、BNを形成し、強度、靭性とHAZ靭性が劣化する。そのため、N含有量の上限は0.0060質量%、好ましくは0.0055質量%とする。
[N: 0.0010 to 0.0060% by mass]
N is an element effective for producing TiN together with Ti, preventing coarsening of γ grains during heating and welding before hot rolling, and improving toughness and HAZ toughness. When the N content is less than 0.0010% by mass, TiN is insufficient, the γ grains become coarse, and toughness and HAZ toughness deteriorate. Therefore, the N content is 0.0010% by mass or more, preferably 0.0020% by mass or more, more preferably 0.0030% by mass or more. On the other hand, if the N content becomes excessive and exceeds 0.0060%, BN is formed, and the strength, toughness and HAZ toughness deteriorate. Therefore, the upper limit of the N content is 0.0060% by mass, preferably 0.0055% by mass.

[Ca:0.0005〜0.0040質量%]
Caは、MnSを球状化して伸び特性及び耐溶接割れ性に対する無害化に有効に作用する元素である。この効果を有効に発揮させるには、Caを0.0005質量%以上、より好ましくは0.0010質量%以上含有させる。しかし、Ca含有量が過剰では、介在物を粗大化させ、母材靭性を劣化させる。そのため、Ca含有量の上限は、0.0040質量%とする。Ca含有量の上限は0.0030質量%とすることが好ましい。
[Ca: 0.0005 to 0.0040 mass%]
Ca is an element that effectively acts to make MnS spheroidized and render harmless with respect to elongation characteristics and weld crack resistance. In order to effectively exhibit this effect, Ca is contained in an amount of 0.0005% by mass or more, more preferably 0.0010% by mass or more. However, if the Ca content is excessive, the inclusions are coarsened and the base metal toughness is deteriorated. Therefore, the upper limit of the Ca content is 0.0040% by mass. The upper limit of the Ca content is preferably 0.0030% by mass.

[B:0.0003〜0.0030質量%]
Bは、Tiと組み合わせられることによりBNを形成することなくフリーBとして存在し、焼入性を向上させ、高強度化に有効な元素である。そのため、Bは0.0003質量%以上含有させる。好ましくは0.0008質量%以上含有させる。しかし、B含有量が過剰では粗大な析出物を形成し、かえって焼入れ性を低下させる。そのため、B含有量の上限は0.0030質量%とする。より好ましい上限は0.0025質量%である。
[B: 0.0003 to 0.0030 mass%]
B is present as free B without forming BN when combined with Ti, and is an element that improves hardenability and is effective in increasing strength. Therefore, B is contained by 0.0003% by mass or more. Preferably it is 0.0008 mass% or more. However, if the B content is excessive, coarse precipitates are formed, and the hardenability is lowered. Therefore, the upper limit of the B content is 0.0030% by mass. A more preferred upper limit is 0.0025% by mass.

[Cu:0.20〜0.70質量%]
Cuは、溶接性、HAZ靭性に大きな悪影響を及ぼすことなく、母材の強度、靭性を向上させるのに有効な元素である。これらの効果を有効に発揮させるには、Cuは0.20質量%以上、より好ましくは0.30質量%以上含有させる。しかし、原料コストを低減する観点から、Cuは少ない方がよい。そのため、Cuは0.70質量%以下、より好ましくは0.60質量%以下含有させる。
[Cu: 0.20 to 0.70 mass%]
Cu is an element effective for improving the strength and toughness of the base material without significantly affecting the weldability and HAZ toughness. In order to effectively exhibit these effects, Cu is contained in an amount of 0.20% by mass or more, more preferably 0.30% by mass or more. However, from the viewpoint of reducing the raw material cost, it is better that there is less Cu. Therefore, Cu is contained in an amount of 0.70% by mass or less, more preferably 0.60% by mass or less.

[Ni:1.05〜2.00質量%、Cr:0.55〜1.00質量%及びMo:0.20〜0.60質量%からなる群から選択される1種以上]
本発明の鋼板は、Ni、Cr及びMoからなる群から選択される1種以上を含有させる。以下にこれらの元素について説明する。
Niは、溶接性、HAZ靭性に大きな悪影響を及ぼすことなく、母材の強度、靭性を向上させるのに有効な元素である。Niを含有させる場合、この効果を有効に発揮させるには、Niは1.05質量%以上、好ましくは1.10質量%以上含有させる。しかし、原料コストを低減する観点から、Niは少ない方がよい。そのため、Niを含有させる場合、Niは2.00質量%以下、好ましくは1.90質量%以下含有させる。
[One or more selected from the group consisting of Ni: 1.05-2.00 mass%, Cr: 0.55-1.00 mass%, and Mo: 0.20-0.60 mass%]
The steel plate of the present invention contains one or more selected from the group consisting of Ni, Cr and Mo. These elements will be described below.
Ni is an element effective for improving the strength and toughness of the base material without significantly affecting the weldability and the HAZ toughness. When Ni is contained, in order to effectively exhibit this effect, Ni is contained in an amount of 1.05% by mass or more, preferably 1.10% by mass or more. However, from the viewpoint of reducing the raw material cost, it is better that Ni is less. Therefore, when Ni is contained, Ni is contained at 2.00% by mass or less, preferably 1.90% by mass or less.

Crは高強度化に寄与する元素である。加えて、Crは合金炭化物を形成させ安定化させるため、炭化物のサイズを抑える効果がある。Crを含有させる場合、これらの効果を有効に得るために、Crは0.55質量%以上、好ましくは0.60質量%以上含有させる。一方、原料コスト低減の観点から、Crを含有させる場合、Crは1.00質量%以下、好ましくは0.95質量%以下含有させる。   Cr is an element contributing to high strength. In addition, since Cr forms and stabilizes alloy carbide, it has the effect of reducing the size of the carbide. When Cr is contained, in order to effectively obtain these effects, Cr is contained in an amount of 0.55% by mass or more, preferably 0.60% by mass or more. On the other hand, from the viewpoint of reducing raw material costs, when Cr is contained, Cr is contained in an amount of 1.00% by mass or less, preferably 0.95% by mass or less.

Moは、高強度化に寄与する元素である。加えて、Moは合金炭化物を形成させ安定化させるため、炭化物のサイズを抑える効果がある。また、Moは、ホウカ物の形成を抑えて焼入性を向上させる元素である。Moを含有させる場合、これらの効果を有効に得るには、Moは0.20質量%以上、好ましくは0.25質量%以上含有させる。一方、原料コスト低減の観点から、Moを含有させる場合、0.60質量%以下、好ましくは0.55質量%以下含有させる。   Mo is an element contributing to high strength. In addition, since Mo forms and stabilizes alloy carbide, it has the effect of reducing the size of the carbide. Mo is an element that improves the hardenability by suppressing the formation of batter. When Mo is contained, in order to effectively obtain these effects, Mo is contained in an amount of 0.20% by mass or more, preferably 0.25% by mass or more. On the other hand, from the viewpoint of reducing raw material costs, when Mo is contained, it is contained in an amount of 0.60% by mass or less, preferably 0.55% by mass or less.

[残部]
好ましい1つの実施形態では、残部は、鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる微量元素(例えば、As、Sb、Sn、Vなど)の混入が許容される。なお、例えば、PおよびSのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」という場合は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
[Remainder]
In one preferred embodiment, the balance is iron and inevitable impurities. As inevitable impurities, mixing of trace elements (for example, As, Sb, Sn, V, etc.) brought in depending on the situation of raw materials, materials, manufacturing equipment, etc. is allowed. In addition, for example, like P and S, it is usually preferable that the content is small. Therefore, although it is an unavoidable impurity, there is an element that separately defines the composition range as described above. For this reason, in this specification, the term “inevitable impurities” constituting the balance is a concept that excludes elements whose composition ranges are separately defined.

また、本発明に係る鋼板の化学成分組成は、以下に詳細を説明するPcmが0.30以下、及びDIが7.0以上を満足する。   The chemical composition of the steel sheet according to the present invention satisfies Pcm of 0.30 or less and DI of 7.0 or more, which will be described in detail below.

[Pcm:0.30以下]
下記式(1)で表されるPcmは溶接割れ感受性組成と呼ばれ、厚肉で拘束度が大きい鋼板においても溶接割れを安定して抑制するには、0.30以下とする必要がある。本発明は、強度及び伸び特性を向上させることに加えて、Pcmを0.30以下とすることにより、溶接割れを安定して抑制することができる。Pcmは、好ましくは、0.29以下である。Pcmの値は小さいほど好ましく、特に下限は限定されないが、本発明の化学成分組成では、Pcmの下限は、おおよそ0.24程度となる。

Pcm=[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5×[B] ・・・(1)
ただし、[C],[Si],[Mn],[Cu],[Ni],[Cr],[Mo],[V]及び[B]は、それぞれC,Si,Mn,Cu,Ni,Cr,Mo,V及びBの含有量(質量%)を示す。
なお、上記式中に鋼板に含まれない元素がある場合、その含まれない元素については含有量をゼロとして算出する。
[Pcm: 0.30 or less]
Pcm represented by the following formula (1) is called a weld crack susceptibility composition, and it is necessary to make it 0.30 or less in order to stably suppress weld cracks even in a thick steel plate having a high degree of restraint. In addition to improving strength and elongation characteristics, the present invention can stably suppress weld cracking by setting Pcm to 0.30 or less. Pcm is preferably 0.29 or less. The lower the value of Pcm, the better. The lower limit is not particularly limited, but in the chemical component composition of the present invention, the lower limit of Pcm is about 0.24.

Pcm = [C] + [Si] / 30 + [Mn] / 20 + [Cu] / 20 + [Ni] / 60 + [Cr] / 20 + [Mo] / 15 + [V] / 10 + 5 × [B] (1 )
However, [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V] and [B] are respectively C, Si, Mn, Cu, Ni, Content (mass%) of Cr, Mo, V, and B is shown.
In addition, when there exists an element which is not contained in a steel plate in said formula, about the element which is not contained, content is calculated as zero.

[DI:7.0以上]
下記(2)式で表されるDIは焼入性倍数と呼ばれ、板厚が厚い鋼板でも安定した組織(具体的には、ベイナイト及びマルテンサイトの面積率が90%以上)を確保し高強度を達成するために、7.0以上とする必要がある。好ましくは7.5以上である。上限は特に限定されないが、15.0程度である。

DI=1.16×([C]/10)0.5×(0.7×[Si]+1)×(5.1×([Mn]−1.2)+5)×(0.35×[Cu]+1)×(0.36×[Ni]+1)×(2.16×[Cr]+1)×(3×[Mo]+1)×(1.75×[V]+1)×(200×[B]+1) ・・・(2)
なお、上記式中に鋼板に含まれない元素がある場合、その含まれない元素については含有量をゼロとして算出する。
[DI: 7.0 or higher]
DI represented by the following formula (2) is called hardenability multiple, and ensures a stable structure (specifically, the area ratio of bainite and martensite is 90% or more) even with a thick steel plate. In order to achieve the strength, it is necessary to be 7.0 or more. Preferably it is 7.5 or more. The upper limit is not particularly limited, but is about 15.0.

DI = 1.16 × ([C] / 10) 0.5 × (0.7 × [Si] +1) × (5.1 × ([Mn] −1.2) +5) × (0.35 × [Cu] +1) × (0.36 × [Ni] +1) × (2.16 × [Cr] +1) × (3 × [Mo] +1) × (1.75 × [V] +1) × (200 × [B] +1) (2)
In addition, when there exists an element which is not contained in a steel plate in said formula, about the element which is not contained, content is calculated as zero.

2.鋼組織
次に、本発明の鋼板の鋼組織の詳細を説明する。
以下の鋼組織の説明では、そのような組織を有することにより各種の特性を向上できるメカニズムについて説明している場合がある。これらは本発明者が現時点で得られている知見により考えたメカニズムであるが、本発明の技術的範囲を限定するものではないことに留意されたい。
2. Steel structure Next, the steel structure of the steel sheet of the present invention will be described in detail.
In the following description of the steel structure, a mechanism that can improve various properties by having such a structure may be described. It should be noted that these are the mechanisms that the present inventor has considered based on the knowledge obtained at the present time, but do not limit the technical scope of the present invention.

[ベイナイト及びマルテンサイトの面積率:90%以上]
本発明では、母材の引張特性を確保するために、化学成分組成の適正化と熱間圧延条件の適正化、及び、焼入れ処理、焼戻し処理することにより、鋼の変態強化と炭化物の析出強化を活用している。ここで、高温で変態が開始され、軟質なフェライト相が多くなると、引張特性、特に、降伏強度700MPa以上を満足することが困難になる。よって、引張特性確保にはベイナイト及びマルテンサイトを主体組織とすることが必要である。具体的には、ベイナイト及びマルテンサイトの面積率を、鋼の全組織に対して90%以上とする必要がある。90%を下回ると、組織としてのフェライトが増加し、上述の通り引張特性の確保が困難になる。ベイナイト及びマルテンサイトの面積率は、好ましくは92%以上とする。ベイナイト及びマルテンサイトの面積率は高いほどよく、上限は特に限定されず、最も好ましくは100%である。
[Area ratio of bainite and martensite: 90% or more]
In the present invention, in order to ensure the tensile properties of the base material, the steel is strengthened by transformation transformation and carbide precipitation strengthening by optimizing the chemical composition, optimizing the hot rolling conditions, and quenching and tempering. Is utilized. Here, when the transformation starts at a high temperature and the soft ferrite phase increases, it becomes difficult to satisfy the tensile properties, particularly the yield strength of 700 MPa or more. Therefore, it is necessary to use bainite and martensite as the main structure in order to ensure tensile properties. Specifically, the area ratio of bainite and martensite needs to be 90% or more with respect to the entire structure of steel. If it is less than 90%, ferrite as a structure increases, and it becomes difficult to ensure tensile properties as described above. The area ratio of bainite and martensite is preferably 92% or more. The area ratio of bainite and martensite is preferably as high as possible, and the upper limit is not particularly limited, and is most preferably 100%.

[MAの面積率:5%以下]
本発明の鋼板は、高い引張強度を確保すると共に、高降伏強度を達成することができる。そのためには、MAの面積率を鋼の全組織に対して5%以下とする必要がある。MAとは、martensite−austenite constituentの略であり、マルテンサイトとオーステナイトの複合体(複合組織)である。MAの面積率が5%を超えると、硬質なMAによる降伏比低減効果により、降伏強度が低下してしまい、高降伏強度を満足することができなくなる。加えて、硬質なMAが鋼組織中に分散すると、MAを起点に亀裂が発生し衝撃特性を満足に得られない。MAの面積率は、好ましくは1面積%以下である。MAの面積率は少ないほどよく、下限は特に限定されず、最も好ましくは0%である。
[MA area ratio: 5% or less]
The steel sheet of the present invention can ensure high tensile strength and achieve high yield strength. For this purpose, the area ratio of MA needs to be 5% or less with respect to the entire structure of steel. MA is an abbreviation for martensite-austenite constituent, and is a complex (composite structure) of martensite and austenite. If the area ratio of MA exceeds 5%, the yield strength is reduced due to the yield ratio reduction effect of hard MA, and the high yield strength cannot be satisfied. In addition, when hard MA is dispersed in the steel structure, cracks are generated starting from MA and impact characteristics cannot be obtained satisfactorily. The area ratio of MA is preferably 1 area% or less. The smaller the area ratio of MA, the better. The lower limit is not particularly limited, and is most preferably 0%.

[ベイナイト及びマルテンサイトの面積に対する炭化物の面積率:5%以下]
良好な伸び特性を発現させるためには、例えば曲げ加工時等に鋼板を均一に変形させる必要がある。これは、炭化物を鋼中に微細分散させることで達成できる。炭化物が鋼中に微細分散すると、例えば曲げ加工時等に炭化物を起点とした延性破壊が発生しにくくなる。具体的には、ベイナイト及びマルテンサイトの面積に対する炭化物の面積率を5%以下、且つ後述する炭化物の平均円相当直径を0.15μm以下にする。当該面積率が5%以下、且つ炭化物の平均円相当直径が0.15μm以下に制御されていれば、粗大な炭化物の析出は抑制され、炭化物が微細分散されている。当該面積率は、好ましくは4%以下、より好ましくは3%以下である。当該面積率の下限は、特に限定されないが、本発明のC含有量の範囲を考慮すると、概ね2%程度である。なお、ベイナイト及びマルテンサイト内に炭化物が存在する場合、上記ベイナイト及びマルテンサイトの面積は、当該炭化物の面積を含めた面積である。また、本発明で対象としている炭化物は、セメンタイト,合金炭化物M23,M(MはFe,Cr,Mo等の合金元素)等である。
[Area ratio of carbide to area of bainite and martensite: 5% or less]
In order to develop good elongation characteristics, it is necessary to uniformly deform the steel plate, for example, during bending. This can be achieved by finely dispersing carbide in the steel. If the carbide is finely dispersed in the steel, ductile fracture starting from the carbide is less likely to occur during bending, for example. Specifically, the area ratio of carbide to the area of bainite and martensite is 5% or less, and the average equivalent circle diameter of carbide described later is 0.15 μm or less. If the area ratio is controlled to 5% or less and the average equivalent circle diameter of the carbides is controlled to 0.15 μm or less, the precipitation of coarse carbides is suppressed and the carbides are finely dispersed. The area ratio is preferably 4% or less, more preferably 3% or less. The lower limit of the area ratio is not particularly limited, but is approximately 2% in consideration of the range of the C content of the present invention. In addition, when a carbide | carbonized_material exists in a bainite and a martensite, the area of the said bainite and a martensite is an area including the area of the said carbide | carbonized_material. Further, the carbides targeted in the present invention are cementite, alloy carbides M 23 C 6 and M 7 C 3 (M is an alloy element such as Fe, Cr and Mo).

[炭化物の平均円相当直径:0.15μm以下]
ベイナイト及びマルテンサイトの面積に対する炭化物の面積率を5%以下に制御すると共に、炭化物の平均円相当直径を0.15μm以下に制御することによって、炭化物を微細分散させることができる。これにより、良好な伸び特性を発現させることができる。当該平均円相当直径は、好ましくは0.13μm以下にする。当該平均円相当直径の下限は、特に限定されないが、本発明のC含有量の範囲を考慮すると、概ね0.01〜0.05μm程度である。
[Average equivalent circle diameter of carbide: 0.15 μm or less]
By controlling the area ratio of carbide to the area of bainite and martensite to 5% or less and controlling the average equivalent circle diameter of the carbide to 0.15 μm or less, the carbide can be finely dispersed. Thereby, a favorable elongation characteristic can be expressed. The average equivalent circle diameter is preferably 0.13 μm or less. The lower limit of the average equivalent circle diameter is not particularly limited, but is generally about 0.01 to 0.05 μm considering the range of the C content of the present invention.

[旧オーステナイト粒のアスペクト比:3未満]
本発明では、鋼板の異方性(例えば、圧延方向(L方向)と板幅方向(C方向)における異方性)を低減するため、旧オーステナイト粒(旧γ粒)のアスペクト比を3未満とする。好ましくは、2以下とする。
[Aspect ratio of prior austenite grains: less than 3]
In the present invention, in order to reduce the anisotropy of the steel sheet (for example, anisotropy in the rolling direction (L direction) and the sheet width direction (C direction)), the aspect ratio of the prior austenite grains (old γ grains) is less than 3. And Preferably, it is 2 or less.

3.特性
上述のように本発明の鋼板は、YP(YS)、TS、YR及びTS×ELが何れも高いレベルにある。以下に、これらの特性について説明する。
3. Characteristics As described above, the steel plate of the present invention has high levels of YP (YS), TS, YR, and TS × EL. Hereinafter, these characteristics will be described.

(1)降伏強度(YP)
板幅方向(C方向)におけるYPは700MPa以上である。
(1) Yield strength (YP)
YP in the plate width direction (C direction) is 700 MPa or more.

(2)引張強度(TS)
板幅方向(C方向)におけるTSは780MPa以上である。引張強度が高いほど好ましいが、本発明の鋼板の化学成分組成および製造条件等を考慮すると、引張強度の上限は930MPaである。
(2) Tensile strength (TS)
TS in the plate width direction (C direction) is 780 MPa or more. The higher the tensile strength, the better, but considering the chemical composition of the steel sheet of the present invention, the production conditions, etc., the upper limit of the tensile strength is 930 MPa.

(3)降伏比(YR)
板幅方向(C方向)におけるYRは85%以上である。好ましくは、88%以上である。YRの上限は、特に限定されないが、安全性の観点から、97%程度であることが好ましい。
(3) Yield ratio (YR)
YR in the plate width direction (C direction) is 85% or more. Preferably, it is 88% or more. The upper limit of YR is not particularly limited, but is preferably about 97% from the viewpoint of safety.

(4)引張強度×伸び(TS×EL)
引張強度TSと伸び(全伸び)ELの積A(=TS×EL)(JIS4号試験片の場合)、A(=TS×EL×2.48/t0.5,ただし、t:板厚(mm))(JIS5号試験片の場合)は、13800MPa%以上を満足する。好ましくは14000MPa%以上である。高いTS×ELを有することで、高い強度と高い伸びとを同時に有する、高レベルの強度延性バランスを得ることができる。
(4) Tensile strength x Elongation (TS x EL)
Product A (= TS × EL) of tensile strength TS and elongation (total elongation) EL (in the case of JIS4 test piece), A (= TS × EL × 2.48 / t 0.5 , where t: plate thickness (mm)) (in the case of JIS No. 5 test piece) satisfies 13800 MPa% or more. Preferably it is 14000 MPa% or more. By having a high TS × EL, it is possible to obtain a high level of strength ductility balance having both high strength and high elongation.

4.製造方法
次に本発明に係る鋼板の製造方法について説明する。
本発明者は、所定の化学成分組成を有する鋼片(スラブ)に詳細を後述する第1圧延工程と第2圧延工程の2段階の熱間圧延を行うことにより、上述の所望の鋼組織を有し、その結果、上述の所望の特性を有する高強度高延性鋼板を得られることを見出した。なお、以下に説明する第1圧延工程,第2圧延工程、焼入れ工程及び焼戻し工程における「温度」は、鋼板の表面における温度である。また、加熱段階における表面温度は、一般的な加熱炉での加熱においては内部(板厚中心部)も概ね同等の温度となる。
以下にその詳細を説明する。
4). Manufacturing method Next, the manufacturing method of the steel plate concerning the present invention is explained.
The inventor performs the above-described desired steel structure by performing two-stage hot rolling of a first rolling step and a second rolling step, which will be described in detail later, on a steel piece (slab) having a predetermined chemical composition. As a result, it has been found that a high-strength and high-ductility steel sheet having the above-mentioned desired characteristics can be obtained. The “temperature” in the first rolling process, the second rolling process, the quenching process, and the tempering process described below is the temperature on the surface of the steel sheet. Further, the surface temperature in the heating stage is substantially the same in the inside (plate thickness center portion) in heating in a general heating furnace.
Details will be described below.

[第1圧延工程]
まず、上述の所定の化学成分組成を有し、例えば連続鋳造等の従来の鋳造方法によって得られた鋼片に対して第一段の圧延(第1圧延工程)を行う。すなわち、第1圧延工程では、鋼片を1100℃〜1400℃に加熱した後、累積圧下率が5%以上となるように熱間圧延を行い、その後300℃以下まで冷却する。第1圧延工程は従来行われていないが、第1圧延工程を行うことにより、鋳造段階で形成された粗大な炭化物が十分に固溶し、偏析を低減させ、その後の工程で再析出する炭化物の微細化を可能とする。なお、第1圧延工程における累積圧下率は、従来、鋳造工程(例えば、連続鋳造)の最終段階で行われる場合があるブレークダウン(BD)によって達成されていた圧下率を、第1圧延工程で実現してもよい。
加熱温度の下限は、好ましくは1150℃である。また、加熱温度の上限は、好ましくは1350℃である。また、第1圧延工程における累積圧下率の下限は、好ましくは8%である。また、第1圧延工程における累積圧下率の上限は、特に限定されないが、第2圧延工程における圧下率確保の観点から、好ましくは80%、より好ましくは75%である。
[First rolling step]
First, the first stage rolling (first rolling step) is performed on a steel piece having the above-described predetermined chemical composition and obtained by a conventional casting method such as continuous casting. That is, in a 1st rolling process, after heating a steel slab to 1100 degreeC-1400 degreeC, it hot-rolls so that a cumulative reduction rate may be 5% or more, and cools to 300 degrees C or less after that. Although the first rolling process has not been conventionally performed, by performing the first rolling process, the coarse carbide formed in the casting stage is sufficiently dissolved, reducing segregation, and re-precipitated in the subsequent process. Can be miniaturized. The cumulative rolling reduction in the first rolling process is the rolling reduction achieved by the breakdown (BD) that may be performed in the final stage of the casting process (for example, continuous casting) in the first rolling process. It may be realized.
The lower limit of the heating temperature is preferably 1150 ° C. The upper limit of the heating temperature is preferably 1350 ° C. Moreover, the lower limit of the cumulative rolling reduction in the first rolling step is preferably 8%. Moreover, the upper limit of the cumulative rolling reduction in the first rolling process is not particularly limited, but is preferably 80%, more preferably 75% from the viewpoint of securing the rolling reduction in the second rolling process.

[第2圧延工程]
続いて、第1圧延工程が施された鋼に第2圧延工程を行う。第2圧延工程では、鋼を950℃〜1250℃に加熱した後、熱間圧延を行う。この熱間圧延は、所望の板厚及び板幅が得られれば、通常の熱間圧延の条件を採用することができる。好ましい熱間圧延の一例として、例えば以下のように再結晶圧延工程及び未再結晶圧延工程を行うことが挙げられる。
[Second rolling step]
Subsequently, a second rolling process is performed on the steel that has been subjected to the first rolling process. In the second rolling step, the steel is heated to 950 ° C. to 1250 ° C. and then hot rolled. In this hot rolling, normal hot rolling conditions can be adopted as long as a desired thickness and width are obtained. As an example of preferable hot rolling, for example, a recrystallization rolling process and a non-recrystallization rolling process are performed as follows.

再結晶圧延工程では、900℃〜1200℃の温度域で当該温度域における累積圧下率が10%以上となるように熱間圧延を行うことが好ましい。
未再結晶圧延工程では、オーステナイトが再結晶しない、いわゆる未再結晶域である900℃以下の温度域で当該温度域における圧下が入っても入らなくてもよく、生産性の観点からなるべく高温で仕上げることが望ましい。
In the recrystallization rolling step, it is preferable to perform hot rolling in a temperature range of 900 ° C. to 1200 ° C. so that the cumulative reduction ratio in the temperature range is 10% or more.
In the non-recrystallizing rolling process, austenite does not recrystallize, and so-called non-recrystallized region of 900 ° C. or less, it may or may not be reduced in the temperature range, and it is as high as possible from the viewpoint of productivity. It is desirable to finish.

熱間圧延後は、常法に従って冷却する。冷却方法は、特に限定されないが、例えば空冷、水冷等である。   After hot rolling, it is cooled according to a conventional method. The cooling method is not particularly limited, and for example, air cooling, water cooling, or the like.

[焼入れ工程]
続いて、Ac3点以上、950℃以下の焼入れ温度から焼入れを行う。焼入れにより、ベイナイト及びマルテンサイトの面積率が90%以上になる。冷却停止温度は、特に限定されないが、Mf点(マルテンサイト変態終了温度)以下の温度(例えば、室温)までは冷却する必要がある。冷却方法は、ベイナイト及びマルテンサイトの面積率が90%以上になれば特に限定されないが、水冷であることが好ましい。
なお、Ac3点については、測定により求めてもよいが、その組成を用いて一般的に知られている計算式により算出してよい。例えば、下記式(3)を用いることによりAc3点を算出できる(例えば、「レスリー鉄鋼材料学」丸善,(1985)参照)。

Ac3点(℃)=910−203×[C]1/2+44.7×[Si]−30×[Mn]+700×[P]+400×[Al]+400×[Ti]+104×[V]−11×[Cr]+31.5×[Mo]−20×[Cu]−15.2×[Ni] ・・・(3)
ここで、[ ]は、その中に記載された元素の質量%で示される含有量を示す。
[Quenching process]
Subsequently, quenching is performed from a quenching temperature of Ac3 point or higher and 950 ° C or lower. Quenching increases the area ratio of bainite and martensite to 90% or more. Although the cooling stop temperature is not particularly limited, it is necessary to cool to a temperature (for example, room temperature) below the Mf point (martensitic transformation end temperature). The cooling method is not particularly limited as long as the area ratio of bainite and martensite is 90% or more, but water cooling is preferable.
In addition, about Ac3 point, although you may obtain | require by a measurement, you may calculate by the calculation formula generally known using the composition. For example, the Ac3 point can be calculated by using the following equation (3) (see, for example, “Leslie Steel Material Science” Maruzen, (1985)).

Ac3 point (° C.) = 910−203 × [C] 1/2 + 44.7 × [Si] −30 × [Mn] + 700 × [P] + 400 × [Al] + 400 × [Ti] + 104 × [V] − 11 × [Cr] + 31.5 × [Mo] −20 × [Cu] −15.2 × [Ni] (3)
Here, [] shows content shown by the mass% of the element described in it.

[焼戻し工程]
続いて、520℃以上、630℃以下の焼戻し温度で焼戻しする。焼戻しにより、MAが低減し、強度確保が可能となる。好ましい焼戻し温度の下限は530℃、好ましい焼戻し温度の上限は620℃である。
[Tempering process]
Subsequently, tempering is performed at a tempering temperature of 520 ° C. or higher and 630 ° C. or lower. Tempering reduces MA and ensures strength. The lower limit of the preferred tempering temperature is 530 ° C., and the upper limit of the preferred tempering temperature is 620 ° C.

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。   EXAMPLES Hereinafter, the present invention will be described more specifically with reference to examples. However, the present invention is not limited by the following examples, but may be appropriately modified within a range that can meet the purpose described above and below. Of course, it is possible to implement them, and they are all included in the technical scope of the present invention.

1.サンプル作製
表1に記載した化学成分組成を有する鋼片を用いて、表2に記載した製造条件でサンプルを作製した。
なお、表2に示した各工程の温度は、放射温度計を用いて測定した。また、第1圧延工程における熱間圧延後は、300℃以下になるまで冷却した。
また、Ac3点(℃)は、上記式(3)によって算出した。表1に示した鋼No.A,鋼No.B,鋼No.C,鋼No.D及び鋼No.Eの場合、Ac3点は、それぞれ815℃、814℃、805℃、815℃及び839℃である。
また、表1〜表3において、下線を付した数値は、本発明の実施形態の範囲から外れていることを示している。また、表2において、例えば「985−905」と記載された欄は、905から985までの範囲内の数値であることを意味する。
1. Sample Preparation Samples were manufactured under the manufacturing conditions described in Table 2 using steel pieces having the chemical composition described in Table 1.
In addition, the temperature of each process shown in Table 2 was measured using the radiation thermometer. Moreover, it cooled until it became 300 degrees C or less after the hot rolling in a 1st rolling process.
Moreover, Ac3 point (degreeC) was computed by the said Formula (3). Steel No. shown in Table 1 A, Steel No. B, Steel No. C, Steel No. D and steel no. In the case of E, the Ac3 points are 815 ° C., 814 ° C., 805 ° C., 815 ° C., and 839 ° C., respectively.
In Tables 1 to 3, underlined numerical values indicate that they are out of the scope of the embodiment of the present invention. In Table 2, for example, a column described as “985-905” means a numerical value within a range from 905 to 985.

2.鋼組織
鋼組織の観察は以下のようにして実施した。
(1)圧延方向に平行でかつ鋼板表面に対して垂直な、鋼板表裏面を含む板厚断面を観察できるよう上記鋼板からサンプルを採取する。
(2)湿式エメリー研磨紙(#150〜#1000)での研磨、またはそれと同等の機能を有する研磨方法(ダイヤモンドスラリー等の研磨剤を用いた研磨等)により、観察面の鏡面仕上げを行う。
(3)研磨されたサンプルを、目的に応じて3%ナイタール溶液、レペラ溶液を用いて腐食し、結晶粒界、MAを現出させる。
(4)t(板厚)/4部位において、現出させた組織を光学顕微鏡により観察して(観察倍率:400倍,観察領域:約200μm×約160μm)、ポリゴナルフェライト,ベイナイト及びマルテンサイト,MA、並びに炭化物の組織分率、旧γ粒のアスペクト比及び炭化物の平均円相当直径を算出した。算出された組織分率に基づいて、全組織に対するベイナイト及びマルテンサイトの面積率、全組織に対するMAの面積率、並びにベイナイト及びマルテンサイトの面積に対する炭化物の面積率を算出した。これらの測定結果を表3に示した。なお、炭化物は、上記腐食により観察面上に粒状物として浮き上がっており、この粒状物が炭化物であることは組成分析により確認している。そのため、観察される粒状物を炭化物と判断した。
2. Steel structure The steel structure was observed as follows.
(1) A sample is taken from the steel plate so that a plate thickness section including the front and back surfaces of the steel plate, which is parallel to the rolling direction and perpendicular to the steel plate surface, can be observed.
(2) Mirror finish of the observation surface is performed by polishing with wet emery polishing paper (# 150 to # 1000) or a polishing method having the same function (polishing using an abrasive such as diamond slurry).
(3) The polished sample is corroded using a 3% nital solution and a repeller solution according to the purpose, and crystal grain boundaries and MA are revealed.
(4) At t (plate thickness) / 4 portion, the revealed structure was observed with an optical microscope (observation magnification: 400 times, observation region: about 200 μm × about 160 μm), polygonal ferrite, bainite and martensite , MA, and the carbide fraction, the aspect ratio of the prior γ grains, and the average equivalent circle diameter of the carbide. Based on the calculated structure fraction, the area ratio of bainite and martensite with respect to the entire structure, the area ratio of MA with respect to the entire structure, and the area ratio of carbide with respect to the area of bainite and martensite were calculated. These measurement results are shown in Table 3. In addition, the carbide | carbonized_material has floated as a granular material on the observation surface by the said corrosion, and it has confirmed by the composition analysis that this granular material is a carbide | carbonized_material. Therefore, the observed granular material was judged as a carbide.

なお、ここでいうベイナイトは、上部ベイナイト、下部ベイナイト、ベイニティックフェライトなどが焼戻された組織をいうが、一般的に焼戻マルテンサイトも含め、これらの組織を選別することは難しいこと、組織が十分焼き戻されていることから、ポリゴナルフェライト、MA以外の組織を、ベイナイトおよび/またはマルテンサイトとした。なお、本実施例で使用したいずれの試験片にも、パーライト組織は含まれていないことも確認した。   Incidentally, the bainite here refers to a structure in which upper bainite, lower bainite, bainitic ferrite and the like are tempered, but it is generally difficult to sort out these structures including tempered martensite, Since the structure was sufficiently tempered, the structures other than polygonal ferrite and MA were bainite and / or martensite. In addition, it was also confirmed that none of the test pieces used in this example contained a pearlite structure.

3.機械的特性
得られたサンプルについて、引張試験を行って、YP(YS)、TS及びELを測定し、YR及びTS×ELを算出した。以下に、具体的に説明する。
3. Mechanical properties The obtained sample was subjected to a tensile test to measure YP (YS), TS, and EL, and calculate YR and TS × EL. This will be specifically described below.

[引張試験(引張特性の評価)]
t(板厚)/4の部位から圧延直角方向(板幅方向、C方向)に丸棒引張試験片を採取して、JIS Z 2201の要領で引張試験を行い、降伏強度(YP)、引張強度(TS)、伸び(全伸び,EL)及び一様伸び(UE)を測定し、降伏比(YR)及びTS×EL(引張強度TSと伸びELの積A)を算出した。試験片は、JIS4号試験片又はJIS5号試験片を用いた。そして、降伏強度YPが700MPa以上、引張強度が780〜930MPa、降伏比YRが85%以上及びTS×ELが13800MPa%以上のものを、高強度であり(引張特性が優れており)、且つ伸び特性が優れていると評価した。
[Tensile test (evaluation of tensile properties)]
A round bar tensile test piece is taken from the t (sheet thickness) / 4 portion in the direction perpendicular to the rolling direction (sheet width direction, C direction), and subjected to a tensile test according to JIS Z 2201, yield strength (YP), tensile strength. Strength (TS), elongation (total elongation, EL) and uniform elongation (UE) were measured, and yield ratio (YR) and TS × EL (product A of tensile strength TS and elongation EL) were calculated. As the test piece, a JIS No. 4 test piece or a JIS No. 5 test piece was used. A material having a yield strength YP of 700 MPa or more, a tensile strength of 780 to 930 MPa, a yield ratio YR of 85% or more, and TS × EL of 13800 MPa% or more has high strength (excellent tensile properties) and elongation. It was evaluated that the characteristics were excellent.

表3の結果を考察する。
本発明の条件を満たす実施例サンプルである、試料No.2,3及び5〜7は、いずれも板幅方向において、降伏強度YPが700MPa以上、引張強度TSが780〜930MPa、降伏比YRが85%以上及び引張強度TSと伸びELの積TS×ELが13800MPa%以上を達成している。
Consider the results in Table 3.
Sample No., which is an example sample that satisfies the conditions of the present invention. 2, 3 and 5-7, in the sheet width direction, the yield strength YP is 700 MPa or more, the tensile strength TS is 780 to 930 MPa, the yield ratio YR is 85% or more, and the product TS × EL of the tensile strength TS and the elongation EL Has achieved 13800 MPa% or more.

一方、試料No.1は、焼戻し温度が高かったため、引張強度TSが低めに外れ、所望の強度を得られなかった。
試料No.4は、焼戻し温度が低かったため、引張強度TSが高めに外れ、所望の強度を得られなかった。
試料No.8〜10は、C量、Mn量、Cu量、Ni量、Ti量、Ca量及びDI値が規定値を満足せず、また第1圧延工程を行わなかったため、炭化物の面積率が大きく、且つ炭化物の平均円相当直径が大きく、伸び特性が劣った。
On the other hand, sample No. In No. 1, since the tempering temperature was high, the tensile strength TS was slightly lowered and the desired strength could not be obtained.
Sample No. In No. 4, since the tempering temperature was low, the tensile strength TS deviated high, and the desired strength could not be obtained.
Sample No. 8-10, C amount, Mn amount, Cu amount, Ni amount, Ti amount, Ca amount and DI value did not satisfy the specified values, and because the first rolling step was not performed, the area ratio of carbide is large, Moreover, the average equivalent circle diameter of the carbide was large, and the elongation characteristics were inferior.

Claims (2)

C: 0.035〜0.070質量%、
Si:0.10〜0.55質量%、
Mn:1.55〜2.20質量%、
P: 0.0120質量%以下(0質量%を含まない)、
S: 0.0050質量%以下(0質量%を含まない)、
Al:0.015〜0.050質量%、
Ti:0.005〜0.030質量%、
N: 0.0010〜0.0060質量%、
Ca:0.0005〜0.0040質量%、
B: 0.0003〜0.0030質量%、
Cu:0.20〜0.70質量%、及び
Ni:1.05〜2.00質量%、Cr:0.55〜1.00質量%及びMo:0.20〜0.60質量%からなる群から選択される1種以上を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなり、
下記式(1)で表されるPcmが0.30以下、
下記式(2)で表されるDIが7.0以上、及び
金属組織が、
ベイナイト及びマルテンサイトの面積率が90%以上、且つMA(Martensite−Austenite constituent)の面積率が5%以下であり、
前記ベイナイト及びマルテンサイトの面積に対する炭化物の面積率が5%以下、且つ当該炭化物の平均円相当直径が0.15μm以下であり、
旧オーステナイト粒の圧延方向の長さを板厚方向の長さで除した値であるアスペクト比が3未満であり、
板幅方向において、
降伏強度YPが700MPa以上、
引張強度TSが780〜930MPa、
降伏比YRが85%以上、及び
引張強度TSと伸びELの積TS×ELが13800MPa%以上である、高強度高延性鋼板。

Pcm=[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5×[B] ・・・(1)

DI=1.16×([C]/10)0.5×(0.7×[Si]+1)×(5.1×([Mn]−1.2)+5)×(0.35×[Cu]+1)×(0.36×[Ni]+1)×(2.16×[Cr]+1)×(3×[Mo]+1)×(1.75×[V]+1)×(200×[B]+1) ・・・(2)

ただし、[C],[Si],[Mn],[Cu],[Ni],[Cr],[Mo],[V]及び[B]は、それぞれC,Si,Mn,Cu,Ni,Cr,Mo,V及びBの含有量(質量%)を示す。
C: 0.035 to 0.070 mass%,
Si: 0.10 to 0.55 mass%,
Mn: 1.55 to 2.20% by mass,
P: 0.0120 mass% or less (excluding 0 mass%),
S: 0.0050 mass% or less (excluding 0 mass%),
Al: 0.015 to 0.050 mass%,
Ti: 0.005-0.030 mass%,
N: 0.0010 to 0.0060% by mass,
Ca: 0.0005 to 0.0040 mass%,
B: 0.0003-0.0030 mass%,
Cu: 0.20 to 0.70% by mass, Ni: 1.05 to 2.00% by mass, Cr: 0.55 to 1.00% by mass, and Mo: 0.20 to 0.60% by mass Including one or more selected from the group, the balance consisting of Fe and inevitable impurities,
Pcm represented by the following formula (1) is 0.30 or less,
DI represented by the following formula (2) is 7.0 or more, and the metal structure is
The area ratio of bainite and martensite is 90% or more, and the area ratio of MA (Martensite-Austenite constituent) is 5% or less,
The area ratio of carbide to the area of the bainite and martensite is 5% or less, and the average equivalent circle diameter of the carbide is 0.15 μm or less,
The aspect ratio, which is a value obtained by dividing the length of the prior austenite grains in the rolling direction by the length in the thickness direction, is less than 3,
In the plate width direction,
Yield strength YP is 700 MPa or more,
Tensile strength TS is 780 to 930 MPa,
A high-strength, high-ductility steel sheet having a yield ratio YR of 85% or more and a product TS × EL of tensile strength TS and elongation EL of 13800 MPa% or more.

Pcm = [C] + [Si] / 30 + [Mn] / 20 + [Cu] / 20 + [Ni] / 60 + [Cr] / 20 + [Mo] / 15 + [V] / 10 + 5 × [B] (1 )

DI = 1.16 × ([C] / 10) 0.5 × (0.7 × [Si] +1) × (5.1 × ([Mn] −1.2) +5) × (0.35 × [Cu] +1) × (0.36 × [Ni] +1) × (2.16 × [Cr] +1) × (3 × [Mo] +1) × (1.75 × [V] +1) × (200 × [B] +1) (2)

However, [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V] and [B] are respectively C, Si, Mn, Cu, Ni, Content (mass%) of Cr, Mo, V, and B is shown.
請求項1に記載の化学成分組成を有する鋼片を、表面温度が1100℃〜1400℃になるように加熱した後、累積圧下率が5%以上となるように熱間圧延を行い、その後表面温度が300℃以下になるまで冷却する第1圧延工程と、
表面温度が950℃〜1250℃になるように加熱した後、熱間圧延を行う第2圧延工程と、
表面温度がAc3点以上、950℃以下の焼入れ温度から焼入れを行う焼入れ工程と、
表面温度が520℃以上、630℃以下の焼戻し温度で焼戻しする焼戻し工程と、
をこの順に含む、請求項1に記載の高強度高延性鋼板の製造方法。
The steel slab having the chemical composition according to claim 1 is heated so that the surface temperature becomes 1100 ° C to 1400 ° C, and then hot-rolled so that the cumulative reduction ratio is 5% or more, and then the surface A first rolling step for cooling until the temperature is 300 ° C. or lower;
A second rolling step of performing hot rolling after heating the surface temperature to be 950 ° C. to 1250 ° C .;
A quenching process in which the surface temperature is quenched from a quenching temperature of Ac3 point or higher and 950 ° C or lower;
A tempering step in which the surface temperature is tempered at a tempering temperature of 520 ° C. or higher and 630 ° C. or lower;
The manufacturing method of the high intensity | strength highly ductile steel plate of Claim 1 containing these in this order.
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