JP6809524B2 - Ultra-low yield ratio high-strength thick steel sheet and its manufacturing method - Google Patents
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Description
本発明は、超低降伏比高張力厚鋼板に関し、特に、従来よりも降伏比が低く、変形性能に優れた建築用として好適な超低降伏比高張力厚鋼板に関する。また、本発明は、前記超低降伏比高張力厚鋼板の製造方法に関する。 The present invention relates to an ultra-low yield ratio high-strength thick steel sheet, and more particularly to an ultra-low yield ratio high-strength thick steel sheet which has a lower yield ratio than the conventional one and is excellent in deformation performance for construction. The present invention also relates to a method for producing the ultra-low yield ratio high-strength thick steel sheet.
近年、建築構造物の高層化、大スパン化に伴い、使用される鋼材の厚肉化、高強度化が要望され、鋼構造物の安全性の観点からは、高い許容応力を有するとともに、降伏比（＝引張強さに対する降伏強さの比）を低減することが要求されている。 In recent years, along with the increase in the height and span of building structures, it has been required to increase the wall thickness and strength of the steel materials used. From the viewpoint of the safety of steel structures, it has a high allowable stress and yields. It is required to reduce the ratio (= ratio of yield strength to tensile strength).
降伏比を低減すると、降伏点以上の応力が付加されても破壊までに許容される応力が大きくなり、また、一様伸びが大きくなるため、塑性変形能に優れた鋼材となる。そのため、従来よりも降伏比を低減できれば、より変形能に優れた鋼材が得られる。 When the yield ratio is reduced, even if a stress equal to or higher than the yield point is applied, the stress allowed before fracture increases, and the uniform elongation increases, so that the steel material has excellent plastic deformability. Therefore, if the yield ratio can be reduced as compared with the conventional case, a steel material having more excellent deformability can be obtained.
従来、低降伏比高張力厚鋼板の製造プロセスとしては、フェライト＋オーステナイト２相域への再加熱焼入れ後、焼き戻しを行う多段熱処理が一般的である。しかしながら、前記多段熱処理によって得られる厚鋼板のミクロ組織は、主相としてのフェライト相に硬質第２相としてのベイナイトまたはマルテンサイトが分散したものであるため、フェライト相の体積分率によっては、７８０ＭＰａ以上の引張強さを安定して達成することが困難である。また、焼き戻し工程によって降伏点が上昇してしまい、高強度鋼ほど低降伏比を安定的に得ることが困難である。 Conventionally, as a manufacturing process of a high-strength thick steel sheet having a low yield ratio, a multi-stage heat treatment in which tempering is performed after reheating and quenching into a ferrite + austenite two-phase region is generally performed. However, the microstructure of the thick steel plate obtained by the multi-stage heat treatment is a mixture of bainite or martensite as the hard second phase in the ferrite phase as the main phase, and therefore, depending on the volume fraction of the ferrite phase, 780 MPa. It is difficult to stably achieve the above tensile strength. In addition, the yield point rises due to the tempering process, and it is difficult to stably obtain a low yield ratio for high-strength steel.
特許文献１には、熱間圧延後の鋼板を焼入れした後、再度フェライト＋オーステナイトの２相域まで加熱して焼入れを行うことにより、高強度化と降伏比（ＹＲ）：８５％以下の低降伏比化を達成することが記載されている。 According to Patent Document 1, after quenching a steel sheet after hot rolling, the steel sheet is heated again to the two-phase region of ferrite + austenite and quenched to increase the strength and reduce the yield ratio (YR): 85% or less. It is stated that a yield ratio is achieved.
特許文献２には、圧延後、直ちに焼入れする直接焼入れ法により、焼入れ後のミクロ組織をベイナイト相あるいはマルテンサイト相とした後、再度フェライト＋オーステナイトの２相域まで加熱して焼ならしを行うことにより、高強度化と低降伏比化を達成することが記載されている。 In Patent Document 2, the microstructure after quenching is changed to a bainite phase or a martensite phase by a direct quenching method in which quenching is performed immediately after rolling, and then heating is performed again to the two-phase region of ferrite + austenite for normalizing. It is described that this achieves high strength and low yield ratio.
特許文献３には、圧延後、一定時間経過し、フェライトを析出させた後、焼入れを行う直接焼入れ法により、フェライト相＋マルテンサイト相の２相組織とし、高強度化と低降伏比化を達成することが記載されている。 Patent Document 3 describes a two-phase structure of ferrite phase + martensite phase by a direct quenching method in which ferrite is precipitated after a certain period of time has passed after rolling, and then quenching is performed to increase the strength and reduce the yield ratio. It is stated that it will be achieved.
しかしながら、特許文献１に記載された技術では、降伏比の低減に有効な硬質相が焼き戻しで分解されてしまい、超低降伏比と高い引張強度を安定して得ることが難しい。特許文献２、３に記載された技術では鋼板の急速加熱が必要であり、熱処理操業の負荷が大きく、特に厚肉材の製造が難しい。また、優れた靱性を得ることが難しい。 However, in the technique described in Patent Document 1, the hard phase effective for reducing the yield ratio is decomposed by tempering, and it is difficult to stably obtain an ultra-low yield ratio and a high tensile strength. The techniques described in Patent Documents 2 and 3 require rapid heating of the steel sheet, and the load of the heat treatment operation is large, and it is particularly difficult to manufacture a thick-walled material. Moreover, it is difficult to obtain excellent toughness.
本発明は、かかる事情に鑑み、薄肉材、厚肉材問わず、超低降伏比（降伏比８０％以下）を有し、かつ強度と靭性を兼ね備えた低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。 In view of such circumstances, the present invention comprises a low yield ratio high-strength thick steel sheet having an ultra-low yield ratio (yield ratio of 80% or less) and having both strength and toughness, regardless of whether the material is thin or thick. The purpose is to provide a method.
本発明者らは、上記課題を達成するために、鋭意研究を行い、以下の知見を得た。 In order to achieve the above problems, the present inventors conducted diligent research and obtained the following findings.
（１）従来プロセスでは、２相域加熱焼入れ後、最終工程として靱性改善を目的とした焼き戻し処理が行われる。その結果、低降伏比化に有効な島状マルテンサイト（ＭＡ）が分解してしまい、降伏強さ（ＹＰ）の上昇を抑制できる可動転位が減少し、超低降伏比化を達成することができない。 (1) In the conventional process, after quenching by heating in the two-phase region, tempering treatment for the purpose of improving toughness is performed as the final step. As a result, the island-shaped martensite (MA), which is effective for reducing the yield ratio, is decomposed, the number of movable dislocations capable of suppressing the increase in yield strength (YP) is reduced, and an ultra-low yield ratio can be achieved. Can not.
（２）従来の焼入れ、焼戻し工程に代えて、２相域加熱後、２００℃以上、ベイナイト変態開始温度（Ｂｓ点）未満で焼入れを停止し、次いで空冷することにより、ＭＡを含む自己焼戻しベイナイトおよび自己焼戻しマルテンサイトを母相とする組織が得られる。その結果、高強度と超低降伏比を兼ね備えた厚鋼板を製造することができる。 (2) Instead of the conventional quenching and tempering steps, after heating in the two-phase region, the quenching is stopped at 200 ° C. or higher and below the bainite transformation start temperature (Bs point), and then air-cooled to allow self-tempering bainite containing MA. And self-quenched martensite-based tissue is obtained. As a result, a thick steel sheet having both high strength and an ultra-low yield ratio can be manufactured.
本発明は、上記知見を元に、さらに検討を加えて完成されたものである。本発明の要旨は次のとおりである。 The present invention has been completed by further studying based on the above findings. The gist of the present invention is as follows.
１．質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、および
Ｎ ：０．００１５〜０．００６５％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
島状マルテンサイトを含むベイナイト、マルテンサイト、およびセメンタイトを含み、
セメンタイトは、ベイナイトおよびマルテンサイトの一方または両方の組織中に含まれており、
ベイナイトとマルテンサイトの合計面積分率が５０．０％以上、９５．０％未満であり、
島状マルテンサイトの面積分率が５〜２０％であり、
島状マルテンサイトの平均円相当径が５．０μｍ未満であり、
セメンタイトの面積分率が０％超、５％以下であり、かつ
セメンタイトの平均円相当径が０．５μｍ未満であるミクロ組織を有する、超低降伏比高張力厚鋼板。
1. 1. By mass%
C: 0.03 to 0.20%,
Si: 0.01-0.50%,
Mn: 0.5-3.0%,
P: 0.015% or less,
S: 0.0050% or less,
Al: 0.005 to 0.1%, and N: 0.0015 to 0.0065%,
The balance has a component composition consisting of Fe and unavoidable impurities.
Contains bainite, martensite, and cementite, including island-like martensite,
Cementite is found in one or both tissues of bainite and martensite,
The total surface integral of bainite and martensite is 50.0% or more and less than 95.0%.
The surface integral of island-shaped martensite is 5 to 20%,
The average circle-equivalent diameter of island-shaped martensite is less than 5.0 μm.
An ultra-low yield ratio high-strength thick steel sheet having a microstructure in which the area fraction of cementite is more than 0% and 5% or less, and the average equivalent circle diameter of cementite is less than 0.5 μm.
２．前記成分組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００４〜０．０３％、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：３．０％以下、
Ｃｒ：２．０％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｂ ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、および
Ｖ ：０．２％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、上記１に記載の超低降伏比高張力厚鋼板。
2. 2. When the component composition is mass%,
Ti: 0.004 to 0.03%,
Cu: 1.0% or less,
Ni: 3.0% or less,
Cr: 2.0% or less,
Mo: 1.0% or less,
B: 0.005% or less,
The ultra-low yield ratio high-strength thick steel sheet according to 1 above, further containing 1 or 2 or more selected from the group consisting of Nb: 0.1% or less and V: 0.2% or less.
３．前記成分組成が、質量％で、
Ｃａ：０．００５％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、および
Ｍｇ：０．００５％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、上記１または２に記載の超低降伏比高張力厚鋼板。
3. 3. When the component composition is mass%,
Ca: 0.005% or less,
The ultra-low yield ratio high-strength thick steel sheet according to 1 or 2 above, further containing 1 or 2 or more selected from the group consisting of REM: 0.02% or less and Mg: 0.005% or less.
４．前記ミクロ組織におけるベイナイトとマルテンサイトの平均円相当径が５０μｍ未満である、上記１〜３のいずれか一項に記載の超低降伏比高張力厚鋼板。 4. The ultra-low yield ratio high-strength thick steel sheet according to any one of 1 to 3 above, wherein the average equivalent circle diameter of bainite and martensite in the microstructure is less than 50 μm.
５．質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、および
Ｎ ：０．００１５〜０．００６５％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼素材を熱間圧延して厚鋼板とする熱間圧延工程と、
前記厚鋼板をＡｃ１点＋３０℃以上、Ａｃ３点未満の再加熱温度まで再加熱し、前記再加熱温度に１０分以上の保持時間の間保持する再加熱工程と、
前記再加熱工程後の厚鋼板を、板厚１／４位置における平均冷却速度：１〜２００℃／ｓで、２００℃以上、ベイナイト変態開始温度未満である加速冷却停止温度まで加速冷却し、次いで空冷する冷却工程とを有する、超低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。
5. By mass%
C: 0.03 to 0.20%,
Si: 0.01-0.50%,
Mn: 0.5-3.0%,
P: 0.015% or less,
S: 0.0050% or less,
Al: 0.005 to 0.1%, and N: 0.0015 to 0.0065%,
A hot rolling process in which a steel material having a component composition in which the balance is composed of Fe and unavoidable impurities is hot-rolled into a thick steel sheet, and
A reheating step of reheating the thick steel sheet to a reheating temperature of Ac 1 point + 30 ° C. or higher and less than Ac 3 point and holding the thick steel sheet at the reheating temperature for a holding time of 10 minutes or more.
The thick steel plate after the reheating step is accelerated and cooled to an accelerated cooling stop temperature of 200 ° C. or higher and lower than the bainite transformation start temperature at an average cooling rate of 1 to 200 ° C./s at a plate thickness 1/4 position, and then. A method for manufacturing an ultra-low yield ratio high-strength thick steel plate, which comprises an air-cooling cooling step.
６．前記成分組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００４〜０．０３％、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：３．０％以下、
Ｃｒ：２．０％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｂ ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、および
Ｖ ：０．２％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、上記５に記載の超低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。
6. When the component composition is mass%,
Ti: 0.004 to 0.03%,
Cu: 1.0% or less,
Ni: 3.0% or less,
Cr: 2.0% or less,
Mo: 1.0% or less,
B: 0.005% or less,
The method for producing an ultra-low yield ratio high-strength thick steel sheet according to 5 above, further containing 1 or 2 or more selected from the group consisting of Nb: 0.1% or less and V: 0.2% or less.
７．前記成分組成が、質量％で、
Ｃａ：０．００５％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、および
Ｍｇ：０．００５％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、上記５または６に記載の超低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。
7. When the component composition is mass%,
Ca: 0.005% or less,
The method for producing an ultra-low yield ratio high-strength thick steel sheet according to 5 or 6 above, further containing 1 or 2 or more selected from the group consisting of REM: 0.02% or less and Mg: 0.005% or less. ..
８．さらに、前記熱間圧延工程後、前記再加熱工程前に、
前記厚鋼板を、９００℃以上、１０００℃以下の熱処理温度まで再加熱し、
前記熱処理温度に１０分以上の保持時間の間保持し、
次いで、４００℃以下の冷却停止温度まで冷却する、熱処理工程を有する、上記５〜７のいずれか一項に記載の超低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。
8. Further, after the hot rolling step and before the reheating step,
The thick steel sheet is reheated to a heat treatment temperature of 900 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower.
Hold at the heat treatment temperature for a holding time of 10 minutes or more,
The method for producing an ultra-low yield ratio high-strength thick steel sheet according to any one of 5 to 7 above, which comprises a heat treatment step of cooling to a cooling stop temperature of 400 ° C. or lower.
本発明によれば、超低降伏比（降伏比８０％以下）を安定して確保でき、かつ強度と靭性を兼ね備えた超低降伏比高張力厚鋼板を得ることができる。また、本発明によれば、板厚によらず、前記超低降伏比高張力厚鋼板を安定して製造することができる。そのため、本発明は、鋼構造物の大型化、耐震性の向上、に大きく寄与し、産業上格段の効果を奏する。 According to the present invention, it is possible to stably secure an ultra-low yield ratio (yield ratio of 80% or less), and to obtain an ultra-low yield ratio high-strength thick steel sheet having both strength and toughness. Further, according to the present invention, the ultra-low yield ratio high-strength thick steel sheet can be stably manufactured regardless of the plate thickness. Therefore, the present invention greatly contributes to the increase in size of steel structures and the improvement of seismic resistance, and exerts a remarkable industrial effect.
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、以下の説明は、本発明の好適な一実施態様を示すものであり、本発明は、以下の説明によって何ら限定されるものではない。 Hereinafter, embodiments of the present invention will be described. The following description shows a preferred embodiment of the present invention, and the present invention is not limited to the following description.
［成分組成］
本発明の超低降伏比高張力厚鋼板、および超低降伏比高張力厚鋼板の製造に用いる鋼素材は、上述した成分組成を有する必要がある。以下、前記成分組成に含まれる各成分について説明する。なお、特に断らない限り、各成分の含有量を表す「％」は、「質量％」を意味する。
[Ingredient composition]
The steel material used for producing the ultra-low yield ratio high-strength thick steel sheet and the ultra-low yield ratio high-strength thick steel sheet of the present invention needs to have the above-mentioned composition. Hereinafter, each component contained in the component composition will be described. Unless otherwise specified, "%" representing the content of each component means "mass%".
Ｃ：０．０３〜０．２０％
Ｃは、鋼の強度を増加させ、構造用鋼材として必要な強度を確保する効果を有する元素である。前記効果を得るために、Ｃ含有量を０．０３％以上とする。Ｃ含有量は、０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃ含有量が０．２０％を超えると、島状マルテンサイトやセメンタイトの生成が促進され、母材の靭性が低下する。そのため、Ｃ含有量を０．２０％以下とする。Ｃ含有量は、０．１５％以下とすることが好ましい。
C: 0.03 to 0.20%
C is an element having the effect of increasing the strength of steel and ensuring the strength required as a structural steel material. In order to obtain the above effect, the C content is set to 0.03% or more. The C content is preferably 0.05% or more. On the other hand, when the C content exceeds 0.20%, the formation of island-like martensite and cementite is promoted, and the toughness of the base metal is lowered. Therefore, the C content is set to 0.20% or less. The C content is preferably 0.15% or less.
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％
Ｓｉは、脱酸剤として機能するとともに、母材強度を高める効果を有する元素である。前記効果を得るために、Ｓｉ含有量を０．０１％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、島状マルテンサイトの生成が促進され、靭性や溶接性の低下が顕在化する。そのため、Ｓｉ含有量を０．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は０．３５％以下とすることが好ましい。
Si: 0.01 to 0.50%
Si is an element that functions as an antacid and has the effect of increasing the strength of the base metal. In order to obtain the above effect, the Si content is set to 0.01% or more. On the other hand, when the Si content exceeds 0.50%, the formation of island-shaped martensite is promoted, and a decrease in toughness and weldability becomes apparent. Therefore, the Si content is set to 0.50% or less. The Si content is preferably 0.35% or less.
Ｍｎ：０．５〜３．０％
Ｍｎは、鋼の強度を増加させる効果を有する元素である。母材の引張強さを確保するためには、Ｍｎ含有量を０．５％以上とする必要がある。Ｍｎ含有量は０．８％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、島状マルテンサイトが過剰に生成し、母材の靭性が著しく劣化する。そのため、Ｍｎ含有量は３．０％以下とする。Ｍｎ含有量は２．８％以下とすることが好ましい。
Mn: 0.5-3.0%
Mn is an element that has the effect of increasing the strength of steel. In order to secure the tensile strength of the base metal, the Mn content needs to be 0.5% or more. The Mn content is preferably 0.8% or more. On the other hand, when the Mn content exceeds 3.0%, island-shaped martensite is excessively generated, and the toughness of the base metal is significantly deteriorated. Therefore, the Mn content is set to 3.0% or less. The Mn content is preferably 2.8% or less.
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、母材の低温靭性を劣化させる元素であり、できるだけ低減することが望ましい。そのため、母材靭性向上のためにはＰを低減することが望ましい。よって、Ｐ含有量は０．０１５％以下とする。
P: 0.015% or less P is an element that deteriorates the low temperature toughness of the base material, and it is desirable to reduce it as much as possible. Therefore, it is desirable to reduce P in order to improve the toughness of the base metal. Therefore, the P content is set to 0.015% or less.
Ｓ：０．００５０％以下
Ｓは、母材の低温靭性を劣化させる元素であり、できるだけ低減することが望ましい。Ｓ含有量が０．００５０％を超えて含有すると、前記低温靭性の劣化が顕著となるため、Ｓ含有量は０．００５０％以下とする。
S: 0.0050% or less S is an element that deteriorates the low temperature toughness of the base material, and it is desirable to reduce it as much as possible. If the S content exceeds 0.0050%, the deterioration of the low temperature toughness becomes remarkable, so the S content is set to 0.0050% or less.
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であり、高張力鋼の溶鋼脱酸プロセスにおいて、もっとも汎用的に使われる。また、Ａｌは、鋼中のＮをＡｌＮとして固定し、母材の靭性向上に寄与する。前記効果を得るために、Ａｌ含有量を０．００５％以上とする。Ａｌ含有量は、０．０１０％以上とすることが好ましい。一方、Ａｌ含有量が０．１％を超えると、母材の靭性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．１％以下とする。Ａｌ含有量は０．０７％以下とすることが好ましい。
Al: 0.005-0.1%
Al is an element that acts as an antacid and is most commonly used in the molten steel deoxidation process for high-strength steel. Further, Al fixes N in the steel as AlN and contributes to the improvement of the toughness of the base metal. In order to obtain the above effect, the Al content is set to 0.005% or more. The Al content is preferably 0.010% or more. On the other hand, when the Al content exceeds 0.1%, the toughness of the base metal decreases. Therefore, the Al content is set to 0.1% or less. The Al content is preferably 0.07% or less.
Ｎ：０．００１５〜０．００６５％
Ｎは、ＡｌやＴｉと結合して炭窒化物を析出形成し、オーステナイト粒の粗大化を抑制して母材靱性を向上させる。その効果を得るために、Ｎ含有量は０．００１５％以上とする。Ｎ含有量は、０．００３０％以上とすることが好ましい。一方、Ｎ含有量が０．００６５％を超えると、固溶Ｎ量の増加により、母材および溶接部靭性が著しく低下する。そのため、Ｎ含有量は０．００６５％以下とする。Ｎ含有量は０．００６０％以下とすることが好ましい。
N: 0.0015 to 0.0065%
N combines with Al and Ti to precipitate and form a carbonitride, suppresses coarsening of austenite grains, and improves the toughness of the base metal. In order to obtain the effect, the N content is set to 0.0015% or more. The N content is preferably 0.0030% or more. On the other hand, when the N content exceeds 0.0065%, the toughness of the base metal and the welded portion is remarkably lowered due to the increase in the solid solution N content. Therefore, the N content is set to 0.0065% or less. The N content is preferably 0.0060% or less.
本発明の一実施形態において、超低降伏比高張力厚鋼板は、上記の元素と、残部のＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するものとすることができる。 In one embodiment of the present invention, the ultra-low yield ratio high-strength thick steel sheet can have a component composition consisting of the above elements, the balance Fe, and unavoidable impurities.
また、本発明の他の実施形態においては、上記成分組成が、任意に、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂ、Ｎｂ、およびＶからなる群より選択される１または２以上をさらに含有することができる。 Further, in another embodiment of the present invention, the above-mentioned component composition further contains 1 or 2 or more selected from the group consisting of Ti, Cu, Ni, Cr, Mo, B, Nb, and V. can do.
Ｔｉ：０．００４〜０．０３０％
Ｔｉは、Ｎとの親和力が強く、凝固時にＴｉＮとして析出する。高温でも安定なＴｉＮのピンニング効果により、溶接熱影響部でのオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制することで、溶接熱影響部の靭性を向上させることができる。前記効果を得るために、Ｔｉを添加する場合、Ｔｉ含有量を０．００４％以上とする。Ｔｉ含有量は０．００６％以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．０３０％を超えると、ＴｉＮ粒子が粗大化し、オーステナイト粒の粗大化抑制効果が飽和する。そのため、Ｔｉ含有量は０．０３０％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０２５％以下とすることが好ましい。
Ti: 0.004 to 0.030%
Ti has a strong affinity for N and precipitates as TiN during solidification. The toughness of the weld heat-affected zone can be improved by suppressing the coarsening of austenite crystal grains in the weld heat-affected zone due to the TiN pinning effect that is stable even at high temperatures. When Ti is added in order to obtain the above effect, the Ti content is set to 0.004% or more. The Ti content is preferably 0.006% or more. On the other hand, when the Ti content exceeds 0.030%, the TiN particles are coarsened, and the effect of suppressing the coarsening of the austenite particles is saturated. Therefore, the Ti content is set to 0.030% or less. The Ti content is preferably 0.025% or less.
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、高靭性を保ちつつ強度を増加させることが可能な元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｃｕ含有量が１．０％を超えると熱間脆性を生じて鋼板の表面性状が劣化する。そのため、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は１．０％以下とする。Ｃｕ含有量は０．７％以下とすることが好ましい。一方、Ｃｕ含有量の下限は特に限定されないが、前記効果を十分に得るためには、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることがより好ましく、０．２０％以上とすることがさらに好ましい。
Cu: 1.0% or less Cu is an element capable of increasing the strength while maintaining high toughness, and can be arbitrarily contained depending on the desired strength. However, if the Cu content exceeds 1.0%, hot brittleness occurs and the surface properties of the steel sheet deteriorate. Therefore, when Cu is contained, the Cu content is set to 1.0% or less. The Cu content is preferably 0.7% or less. On the other hand, the lower limit of the Cu content is not particularly limited, but in order to obtain the above effect sufficiently, the Cu content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.10% or more. It is more preferably 0.20% or more.
Ｎｉ：３．０％以下
Ｎｉは、Ｃｕと同様、高靭性を保ちつつ強度を増加させることが可能な元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｎｉ含有量が３．０％を超えると、添加効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利になる。そのため、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量を３．０％以下とする。Ｎｉ含有量は１．７％以下とすることが好ましい。一方、Ｎｉ含有量の下限は特に限定されないが、前記効果を十分に得るためには、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることがより好ましく、０．２０％以上とすることがさらに好ましい。
Ni: 3.0% or less Ni, like Cu, is an element capable of increasing strength while maintaining high toughness, and can be arbitrarily contained depending on the desired strength. However, if the Ni content exceeds 3.0%, the addition effect is saturated, and an effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous. Therefore, when Ni is contained, the Ni content is set to 3.0% or less. The Ni content is preferably 1.7% or less. On the other hand, the lower limit of the Ni content is not particularly limited, but in order to obtain the above-mentioned effect sufficiently, the Ni content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.10% or more. It is more preferably 0.20% or more.
Ｃｒ：２．０％以下
Ｃｒは、鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｃｒ含有量が２．０％を超えると靭性が劣化するため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量を２．０％以下とする。一方、Ｃｒ含有量の下限は特に限定されないが、Ｃｒによる強度向上効果を十分に得るという観点からは、Ｃｒ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。
Cr: 2.0% or less Cr is an element that contributes to improving the strength of steel, and can be arbitrarily contained depending on the desired strength. However, if the Cr content exceeds 2.0%, the toughness deteriorates. Therefore, when Cr is contained, the Cr content is set to 2.0% or less. On the other hand, the lower limit of the Cr content is not particularly limited, but from the viewpoint of sufficiently obtaining the strength improving effect of Cr, the Cr content is preferably 0.05% or more.
Ｍｏ：１．０％以下
Ｍｏは、Ｃｒと同様、鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると靭性が劣化するため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量を１．０％以下とする。一方、Ｍｏ含有量の下限は特に限定されないが、Ｍｏによる強度向上効果を十分に得るという観点からは、Ｍｏ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。
Mo: 1.0% or less Mo is an element that contributes to improving the strength of steel, like Cr, and can be arbitrarily contained depending on the desired strength. However, if the Mo content exceeds 1.0%, the toughness deteriorates. Therefore, when Mo is contained, the Mo content is set to 1.0% or less. On the other hand, the lower limit of the Mo content is not particularly limited, but from the viewpoint of sufficiently obtaining the strength improving effect of Mo, the Mo content is preferably 0.05% or more.
Ｂ：０．００５％以下
Ｂは、焼入れ性を向上させることにより、鋼の強度を向上させる作用を有する元素である。しかしＢ含有量が０．００５％を超えると、焼入れ性が過度に高くなり、母材の靭性および延性が低下する。そのため、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量を０．００５％以下とする。Ｂ含有量は０．００２０％以下とすることが好ましい。一方、Ｂ含有量の下限は特に限定されないが、Ｂの添加効果を十分に得るという観点からは、Ｂ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。
B: 0.005% or less B is an element having an action of improving the strength of steel by improving hardenability. However, if the B content exceeds 0.005%, the hardenability becomes excessively high, and the toughness and ductility of the base metal decrease. Therefore, when B is contained, the B content is set to 0.005% or less. The B content is preferably 0.0020% or less. On the other hand, the lower limit of the B content is not particularly limited, but from the viewpoint of sufficiently obtaining the effect of adding B, the B content is preferably 0.0003% or more.
Ｎｂ：０．１％以下
Ｎｂは、Ｃｒ、Ｍｏと同様、鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｎｂ含有量が０．１％を超えると母材靭性が劣化するため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量を０．１％以下とする。一方、Ｎｂ含有量の下限は特に限定されないが、Ｎｂによる強度向上効果を十分に得るという観点からは、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。
Nb: 0.1% or less Nb, like Cr and Mo, is an element that contributes to improving the strength of steel, and can be arbitrarily contained depending on the desired strength. However, if the Nb content exceeds 0.1%, the toughness of the base metal deteriorates. Therefore, when Nb is contained, the Nb content is set to 0.1% or less. On the other hand, the lower limit of the Nb content is not particularly limited, but from the viewpoint of sufficiently obtaining the strength improving effect of Nb, the Nb content is preferably 0.005% or more.
Ｖ：０．２％以下
Ｖは、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂと同様、鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する強度に応じて任意に含有できる。しかし、Ｖ含有量が０．２％を超えると靭性が劣化するため、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量を０．２％以下とする。一方、Ｖ含有量の下限は特に限定されないが、Ｖによる強度向上効果を十分に得るという観点からは、Ｖ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
V: 0.2% or less V is an element that contributes to improving the strength of steel, like Cr, Mo, and Nb, and can be arbitrarily contained depending on the desired strength. However, if the V content exceeds 0.2%, the toughness deteriorates. Therefore, when V is contained, the V content is set to 0.2% or less. On the other hand, the lower limit of the V content is not particularly limited, but from the viewpoint of sufficiently obtaining the strength improving effect by V, the V content is preferably 0.01% or more.
また、本発明の他の実施形態においては、上記成分組成が、任意に、Ｃａ、ＲＥＭ、およびＭｇからなる群より選択される１または２以上をさらに含有することができる。 Further, in another embodiment of the present invention, the above-mentioned component composition can optionally further contain 1 or 2 or more selected from the group consisting of Ca, REM, and Mg.
Ｃａ：０．００５％以下
Ｃａは、結晶粒を微細化することによって靭性を向上させる効果を有する元素であり、所望する特性に応じて任意に含有できる。しかし、Ｃａ含有量が０．００５％を超えると、添加効果が飽和するため、Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量を０．００５％以下とする。一方、Ｃａ含有量の下限は特に限定されないが、Ｃａによる靭性向上効果を十分に得るという観点からは、Ｃａ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Ca: 0.005% or less Ca is an element having an effect of improving toughness by refining crystal grains, and can be arbitrarily contained depending on desired properties. However, if the Ca content exceeds 0.005%, the addition effect is saturated. Therefore, when Ca is contained, the Ca content is set to 0.005% or less. On the other hand, the lower limit of the Ca content is not particularly limited, but from the viewpoint of sufficiently obtaining the toughness improving effect of Ca, the Ca content is preferably 0.001% or more.
ＲＥＭ：０．０２％以下
ＲＥＭ（希土類金属）は、Ｃａと同様に靭性向上効果を有しており、所望する特性に応じて任意に含有できる。しかし、ＲＥＭ含有量が０．０２％を超えると、添加効果が飽和するため、ＲＥＭを含有する場合、ＲＥＭ含有量を０．０２％以下とする。一方、ＲＥＭ含有量の下限は特に限定されないが、ＲＥＭによる靭性向上効果を十分に得るという観点からは、ＲＥＭ含有量を０．００２％以上とすることが好ましい。
REM: 0.02% or less REM (rare earth metal) has a toughness improving effect like Ca, and can be arbitrarily contained depending on desired properties. However, if the REM content exceeds 0.02%, the addition effect is saturated. Therefore, when the REM is contained, the REM content is set to 0.02% or less. On the other hand, the lower limit of the REM content is not particularly limited, but from the viewpoint of sufficiently obtaining the toughness improving effect by REM, the REM content is preferably 0.002% or more.
Ｍｇ：０．００５％以下
Ｍｇは、Ｃａと同様に結晶粒を微細化することによって靭性を向上させる効果を有する元素であり、所望する特性に応じて任意に含有できる。しかし、Ｍｇ含有量が０．００５％を超えると、添加効果が飽和するため、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量を０．００５％以下とする。一方、Ｍｇ含有量の下限は特に限定されないが、Ｍｇによる靭性向上効果を十分に得るという観点からは、Ｍｇ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
Mg: 0.005% or less Mg is an element having an effect of improving toughness by refining crystal grains like Ca, and can be arbitrarily contained according to desired properties. However, if the Mg content exceeds 0.005%, the addition effect is saturated. Therefore, when Mg is contained, the Mg content is set to 0.005% or less. On the other hand, the lower limit of the Mg content is not particularly limited, but from the viewpoint of sufficiently obtaining the toughness improving effect of Mg, the Mg content is preferably 0.001% or more.
［ミクロ組織］
本発明の超低降伏比高張力厚鋼板は、下記（１）〜（７）の条件をすべて満たすミクロ組織を有する。
（１）島状マルテンサイトを含むベイナイト、マルテンサイト、およびセメンタイトを含む。
（２）セメンタイトは、ベイナイトおよびマルテンサイトの一方または両方の組織中に含まれている。
（３）ベイナイトとマルテンサイトの合計面積分率が５０．０％以上、９５．０％未満である。
（４）島状マルテンサイトの平均円相当径が５．０μｍ未満である。
（５）島状マルテンサイトの面積分率が５〜２０％である。
（６）セメンタイトの平均円相当径が０．５μｍ未満である。
（７）セメンタイトの面積分率が０％超、５％以下である。
[Micro tissue]
The ultra-low yield ratio high-strength thick steel sheet of the present invention has a microstructure that satisfies all of the following conditions (1) to (7).
(1) Includes bainite, martensite, and cementite, including island-like martensite.
(2) Cementite is contained in one or both tissues of bainite and martensite.
(3) The total surface integral of bainite and martensite is 50.0% or more and less than 95.0%.
(4) The average circle-equivalent diameter of island-shaped martensite is less than 5.0 μm.
(5) The surface integral ratio of island-shaped martensite is 5 to 20%.
(6) The average circle-equivalent diameter of cementite is less than 0.5 μm.
(7) The surface integral of cementite is more than 0% and less than 5%.
また、上記ミクロ組織は、さらに下記（８）の条件を満たすことが好ましい。
（８）ベイナイトとマルテンサイトの平均円相当径が５０μｍ未満である。
Further, it is preferable that the microstructure further satisfies the following condition (8).
(8) The average equivalent circle diameter of bainite and martensite is less than 50 μm.
以下、ミクロ組織を上記の範囲に限定する理由について説明する。なお、以下の説明における「面積分率」とは、特に断らない限り、ミクロ組織全体に対する面積分率を指すものとする。また、上記ミクロ組織は、鋼板の板厚１／４位置におけるミクロ組織を指すものとする。 The reason for limiting the microstructure to the above range will be described below. The "surface integral" in the following description shall mean the surface integral with respect to the entire microstructure unless otherwise specified. Further, the microstructure is defined as a microstructure at a position where the thickness of the steel sheet is 1/4.
Ｂ＋Ｍの合計面積分率：５０．０％以上、９５．０％未満
ベイナイト（Ｂ）とマルテンサイト（Ｍ）の合計面積分率が５０．０％に満たないと、十分な強度を得ることができない。そのため、強度確保の観点から、ベイナイトとマルテンサイトの合計面積分率を５０．０％以上とする。一方、前記合計面積分率が９５．０％以上ではフェライトなどの軟質相の割合が少なくなり、かつ島状マルテンサイトの面積分率も低下するため、超低降伏比の達成が困難となる。そのため、前記合計面積分率を９５．０％未満とする。なお、本明細書においては、ミクロ組織の５０．０％以上を占めるベイナイトおよびマルテンサイトを合わせて「母相」という場合がある。
Total surface integral of B + M: 50.0% or more and less than 95.0% If the total surface integral of bainite (B) and martensite (M) is less than 50.0%, sufficient strength can be obtained. Can not. Therefore, from the viewpoint of ensuring strength, the total surface integral ratio of bainite and martensite is set to 50.0% or more. On the other hand, when the total area fraction is 95.0% or more, the proportion of the soft phase such as ferrite decreases, and the area fraction of the island-shaped martensite also decreases, so that it becomes difficult to achieve an ultra-low yield ratio. Therefore, the total surface integral ratio is set to less than 95.0%. In the present specification, bainite and martensite, which occupy 50.0% or more of the microstructure, may be collectively referred to as "matrix".
なお、本発明のミクロ組織においては、ベイナイトに島状マルテンサイトが内包されている。しかし、前記合計面積分率には前記島状マルテンサイトの面積分率は含めないものとする。同様に、本発明ではベイナイトおよびマルテンサイトの一方または両方の組織中にはセメンタイトが内包されているが、前記合計面積分率には前記セメンタイトの面積分率は含めないものとする。ベイナイトとマルテンサイトの合計面積分率は、実施例に記載の方法で測定することができる。 In the microstructure of the present invention, bainite contains island-shaped martensite. However, the total area fraction does not include the surface integral of the island-shaped martensite. Similarly, in the present invention, cementite is contained in one or both tissues of bainite and martensite, but the total area fraction does not include the cementite area fraction. The total surface integral of bainite and martensite can be measured by the method described in Examples.
（島状マルテンサイト）
ＭＡの面積分率：５〜２０％
島状マルテンサイト（ＭＡ）の面積分率が５％未満では、前記のような高強度化と超低降伏比化の効果が得られない。そのため、ＭＡの面積分率を５％以上とする。ＭＡの面積分率は６％以上とすることが好ましい。一方、ＭＡの面積分率が２０％を超えると、母材の延性および靭性が劣化する。そのため、ＭＡの面積分率は２０％以下とする。ＭＡの面積分率は１６％以下とすることが好ましい。
(Island martensite)
Surface integral of MA: 5 to 20%
If the surface integral of the island-shaped martensite (MA) is less than 5%, the above-mentioned effects of high strength and ultra-low yield ratio cannot be obtained. Therefore, the surface integral of MA is set to 5% or more. The surface integral of MA is preferably 6% or more. On the other hand, if the surface integral of MA exceeds 20%, the ductility and toughness of the base metal deteriorate. Therefore, the surface integral ratio of MA is set to 20% or less. The surface integral of MA is preferably 16% or less.
ＭＡの平均円相当径：５．０μｍ未満
ＭＡの平均円相当径が５．０μｍ以上であると母材の靭性が劣化する。そのため、ＭＡの平均円相当径を５．０μｍ未満とする。一方、ＭＡの平均円相当径の下限は特に限定されないが、０．５μｍ以上とすることが好ましい。
Average circle equivalent diameter of MA: less than 5.0 μm If the average circle equivalent diameter of MA is 5.0 μm or more, the toughness of the base metal deteriorates. Therefore, the average circle equivalent diameter of MA is set to less than 5.0 μm. On the other hand, the lower limit of the average circle equivalent diameter of MA is not particularly limited, but is preferably 0.5 μm or more.
なお、ＭＡの面積分率および平均円相当径は、試料としての鋼板にレペラ腐食（Journal of Metals, March, 1980, p.38-39）を施した後、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて倍率１０００倍で観察を行い、撮影した画像を、画像解析装置を用いて解析することにより求めることができる。 The area fraction and average circle equivalent diameter of MA are determined by using a scanning electron microscope (SEM) after subjecting a steel plate as a sample to repeller corrosion (Journal of Metals, March, 1980, p.38-39). It can be obtained by observing at a magnification of 1000 times and analyzing the captured image using an image analysis device.
（セメンタイト）
セメンタイトの面積分率：０％超、５％以下
本発明では、靭性を確保するために、後述する自己焼戻し処理により母相としてのベイナイトおよびマルテンサイトの少なくとも一方の組織中にセメンタイトを析出させる。セメンタイトの面積分率が０％である場合、組織が自己焼戻しを受けていないことを意味し、靭性を確保できない。そのため、セメンタイトの面積分率を０％超とする。一方、セメンタイトの面積分率が５％超である場合、組織が過度の焼戻しを受けたことを意味する。そのような場合、過度の焼戻しによってＭＡが分解し、稼働転位が減少しているため、所望の超低降伏比が得られない。そのため、セメンタイトの面積分率を５％以下とする。セメンタイトの面積分率は、３％以下とすることが好ましい。
(Cementite)
Area fraction of cementite: more than 0% and less than 5% In the present invention, in order to ensure toughness, cementite is precipitated in at least one structure of bainite and martensite as a parent phase by self-tempering treatment described later. When the surface integral of cementite is 0%, it means that the tissue has not undergone self-tempering, and toughness cannot be ensured. Therefore, the surface integral of cementite is set to more than 0%. On the other hand, if the surface integral of cementite is more than 5%, it means that the tissue has undergone excessive tempering. In such a case, the MA is decomposed by excessive tempering and the working dislocations are reduced, so that the desired ultra-low yield ratio cannot be obtained. Therefore, the surface integral of cementite is set to 5% or less. The surface integral of cementite is preferably 3% or less.
セメンタイトの平均円相当径：０．５μｍ未満
セメンタイトの平均円相当径が０．５μｍを超えると、脆性破壊の起点となりやすく、母材靭性が低下する。そのため、セメンタイトの平均円相当径は０．５μｍ未満とする。
Average circle equivalent diameter of cementite: less than 0.5 μm When the average circle equivalent diameter of cementite exceeds 0.5 μm, it is likely to be the starting point of brittle fracture and the toughness of the base metal is lowered. Therefore, the average circle-equivalent diameter of cementite is set to less than 0.5 μm.
なお、セメンタイトの面積分率および平均円相当径は、試料としての鋼板にナイタール（硝酸のエタノール溶液）による腐食を施した後、ＳＥＭを用いて倍率５０００倍で観察を行い、撮影した画像を、画像解析装置を用いて解析することにより求めることができる。 The area fraction and average circle equivalent diameter of cementite were obtained by corroding a steel plate as a sample with nital (ethanol solution of nitric acid) and then observing it at a magnification of 5000 using SEM. It can be obtained by analyzing using an image analysis device.
ベイナイト、マルテンサイト、ＭＡ、セメンタイトの面積分率が上記条件を満たしていれば、ミクロ組織がフェライトなど他の組織を含有することも許容される。フェライトが存在する場合、該フェライトの面積分率は３０％以下とすることが好ましい。 If the surface integrals of bainite, martensite, MA, and cementite satisfy the above conditions, it is permissible for the microstructure to contain other structures such as ferrite. When ferrite is present, the surface integral of the ferrite is preferably 30% or less.
ベイナイトとマルテンサイトの平均円相当径：５０μｍ未満
本発明の一実施形態においては、上記ミクロ組織におけるベイナイトとマルテンサイトの平均円相当径が５０μｍ未満である。ベイナイトとマルテンサイトの平均円相当径を５０μｍ未満とすることにより母材の強度と靭性をさらに向上させることができる。前記平均円相当径は、３０μｍ以下とすることがより好ましい。一方、前記平均円相当径は、小さければ小さいほどよいため、下限はとくに限定されない。しかし、前記平均円相当径を過度に小さくしようとすると、熱処理に要する時間（回数）が増加し、生産性が低下する。そのため、生産性という観点からは、前記平均円相当径を、例えば、２０μｍ以上とすることが好ましい。
Average equivalent circle diameter of bainite and martensite: less than 50 μm In one embodiment of the present invention, the average equivalent circle diameter of bainite and martensite in the microstructure is less than 50 μm. By setting the average equivalent circle diameter of bainite and martensite to less than 50 μm, the strength and toughness of the base metal can be further improved. The average circle equivalent diameter is more preferably 30 μm or less. On the other hand, the smaller the average circle equivalent diameter, the better, so the lower limit is not particularly limited. However, if the average circle equivalent diameter is made excessively small, the time (number of times) required for the heat treatment increases, and the productivity decreases. Therefore, from the viewpoint of productivity, it is preferable that the average circle equivalent diameter is, for example, 20 μm or more.
ベイナイトとマルテンサイトの平均円相当径は、試料としての鋼板にピクリン酸腐食を施した後、光学顕微鏡を用いて倍率２００倍で観察を行い、撮影した画像を画像解析装置を用いて解析することにより求めることができる。 The average circle-equivalent diameter of bainite and martensite should be observed at a magnification of 200 times using an optical microscope after the steel plate as a sample is corroded with picric acid, and the captured image is analyzed using an image analyzer. Can be obtained by.
［板厚］
本発明の超低降伏比高張力厚鋼板の板厚は特に限定されず、任意の厚さとすることができるが、６ｍｍ以上とすることが好ましく、１２ｍｍ以上とすることが好ましい。一方、上限については、１００ｍｍ以下とすることが好ましい。
[Plate thickness]
The thickness of the ultra-low yield ratio high-strength thick steel sheet of the present invention is not particularly limited and can be any thickness, but it is preferably 6 mm or more, and preferably 12 mm or more. On the other hand, the upper limit is preferably 100 mm or less.
［機械的特性］
（降伏強さ）
本発明の超低降伏比高張力厚鋼板の降伏強さ（ＹＰ）は、特に限定されず任意の値とすることができるが、５００ＭＰａ以上とすることが好ましい。
[Mechanical characteristics]
(Yield strength)
The yield strength (YP) of the ultra-low yield ratio high-strength thick steel sheet of the present invention is not particularly limited and can be any value, but is preferably 500 MPa or more.
（引張強さ）
本発明の超低降伏比高張力厚鋼板の引張強さ（ＴＳ）は、特に限定されず任意の値とすることができるが、７８０ＭＰａ以上とすることが好ましい。
(Tensile strength)
The tensile strength (TS) of the ultra-low yield ratio high-tensile thick steel sheet of the present invention is not particularly limited and can be any value, but is preferably 780 MPa or more.
（降伏比）
本発明の超低降伏比高張力厚鋼板の降伏比（ＹＲ）は、特に限定されず任意の値とすることができるが、８０％以下とすることが好ましい。なお、ここで降伏比とは、引張強さ（ＴＳ）に対する降伏強さ（ＹＰ）の比をパーセンテージで表した値、すなわち、ＹＰ／ＴＳ×１００（％）を指すものとする。
(Yield ratio)
The yield ratio (YR) of the ultra-low yield ratio high-strength thick steel sheet of the present invention is not particularly limited and can be any value, but is preferably 80% or less. Here, the yield ratio means a value expressing the ratio of the yield strength (YP) to the tensile strength (TS) as a percentage, that is, YP / TS × 100 (%).
［製造方法］
次に、本発明の一実施形態における超低降伏比高張力厚鋼板の製造方法について説明する。なお、以下の説明においては、特に断らない限り、温度は板厚中央の温度を指すものとする。板厚中央の温度は、放射温度計で測定した鋼板表面温度から、伝熱計算により求めることができる。また、熱間圧延後の冷却条件における温度条件は、板厚１／４位置における温度とし、冷却速度も板厚１／４位置における温度に基づいて算出された平均冷却速度を意味する。
[Production method]
Next, a method for manufacturing an ultra-low yield ratio high-strength thick steel sheet according to an embodiment of the present invention will be described. In the following description, unless otherwise specified, the temperature refers to the temperature at the center of the plate thickness. The temperature at the center of the plate thickness can be obtained by heat transfer calculation from the surface temperature of the steel plate measured by the radiation thermometer. Further, the temperature condition under the cooling condition after hot rolling is the temperature at the plate thickness 1/4 position, and the cooling rate also means the average cooling rate calculated based on the temperature at the plate thickness 1/4 position.
本発明の超低降伏比高張力厚鋼板は、以下の各工程を順次行うことによって製造することができる。
（ａ）上述した成分組成を有する鋼素材を、熱間圧延して厚鋼板とする（熱間圧延工程）。
（ｂ）前記厚鋼板をＡｃ１点＋３０℃以上、Ａｃ３点未満の再加熱温度まで再加熱し、前記再加熱温度に１０分以上の保持時間の間保持する（再加熱工程）。
（ｃ）前記再加熱工程後の厚鋼板を、板厚１／４位置における平均冷却速度：１〜２００℃／ｓで、２００℃以上、ベイナイト変態開始温度未満である加速冷却停止温度まで加速冷却し、次いで空冷する（冷却工程）。
The ultra-low yield ratio high-strength thick steel sheet of the present invention can be produced by sequentially performing the following steps.
(A) A steel material having the above-mentioned composition is hot-rolled to obtain a thick steel sheet (hot-rolling step).
(B) The thick steel sheet is reheated to a reheating temperature of Ac 1 point + 30 ° C. or higher and less than Ac 3 points, and held at the reheating temperature for a holding time of 10 minutes or more (reheating step).
(C) Accelerated cooling of the thick steel sheet after the reheating step to an accelerated cooling stop temperature of 200 ° C. or higher and lower than the bainite transformation start temperature at an average cooling rate of 1 to 200 ° C./s at a plate thickness 1/4 position. Then air-cool (cooling step).
また、本発明の他の実施形態においては、（ａ）熱間圧延工程の後、（ｂ）再加熱工程の前に、下記（ｄ）の工程をさらに行うことができる。
（ｄ）前記厚鋼板を、９００℃以上、１０００℃以下の熱処理温度まで再加熱し、前記熱処理温度に１０分以上の保持時間の間保持し、次いで、４００℃以下の冷却停止温度まで冷却する（熱処理工程）
Further, in another embodiment of the present invention, the following step (d) can be further performed after (a) the hot rolling step and (b) before the reheating step.
(D) The thick steel sheet is reheated to a heat treatment temperature of 900 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower, held at the heat treatment temperature for a holding time of 10 minutes or longer, and then cooled to a cooling stop temperature of 400 ° C. or lower. (Heat treatment process)
以下、各工程について具体的に説明する。 Hereinafter, each step will be specifically described.
（ａ）熱間圧延工程
上述した成分組成を有する鋼素材を熱間圧延して厚鋼板とする。前記鋼素材の製造方法は、とくに限定されないが、例えば、上記した組成を有する溶鋼を常法により溶製し、鋳造して製造することができる。前記溶製は、転炉、電気炉、誘導炉等、任意の方法により行うことができる。また、前記鋳造は、生産性の観点から連続鋳造法で行うことが好ましいが、造塊−分解圧延法により行うこともできる。前記鋼素材としては、例えば、鋼スラブを用いることができる。
(A) Hot rolling process A steel material having the above-mentioned composition is hot-rolled to obtain a thick steel sheet. The method for producing the steel material is not particularly limited, and for example, molten steel having the above composition can be melted and cast by a conventional method. The melting can be carried out by any method such as a converter, an electric furnace, and an induction furnace. Further, the casting is preferably performed by a continuous casting method from the viewpoint of productivity, but it can also be performed by an ingot-decomposition rolling method. As the steel material, for example, a steel slab can be used.
前記鋼素材は、圧延に先立って加熱される。前記加熱は、鋳造などの方法によって得た鋼素材を一旦冷却した後に行ってもよく、また、得られた鋼素材を冷却することなく直接、前記加熱に供することもできる。なお、本発明においては熱間圧延後の再加熱工程および冷却工程において厚鋼板のミクロ組織や特性を制御するため、前記加熱温度は特に限定されず、任意の温度とすることができる。しかし、前記加熱温度が９００℃未満であると、鋼素材の変形抵抗が高いため、熱間圧延における圧延機への負荷が増大し、熱間圧延を行うことが困難となる場合がある。そのため、前記加熱温度は９００℃以上とすることが好ましい。一方、前記加熱温度が１２５０℃より高いと、鋼の酸化が顕著となり、酸化によるロスが増大する結果、歩留まりが低下する。そのため、前記加熱温度は１２５０℃以下とすることが好ましい。 The steel material is heated prior to rolling. The heating may be performed after the steel material obtained by a method such as casting is once cooled, or the obtained steel material may be directly subjected to the heating without being cooled. In the present invention, since the microstructure and characteristics of the thick steel sheet are controlled in the reheating step and the cooling step after hot rolling, the heating temperature is not particularly limited and can be any temperature. However, if the heating temperature is less than 900 ° C., the deformation resistance of the steel material is high, so that the load on the rolling mill in hot rolling increases, and hot rolling may become difficult. Therefore, the heating temperature is preferably 900 ° C. or higher. On the other hand, when the heating temperature is higher than 1250 ° C., the oxidation of the steel becomes remarkable, the loss due to the oxidation increases, and the yield decreases. Therefore, the heating temperature is preferably 1250 ° C. or lower.
上記加熱の後、加熱された鋼素材を熱間圧延して厚鋼板とする。厚鋼板の最終板厚は特に限定されないが、６ｍｍ以上とすることが好ましく、１２ｍｍ以上とすることがより好ましく、また、１００ｍｍ以下とすることが好ましい。 After the above heating, the heated steel material is hot-rolled to obtain a thick steel plate. The final thickness of the thick steel sheet is not particularly limited, but is preferably 6 mm or more, more preferably 12 mm or more, and preferably 100 mm or less.
熱間圧延が終了した後、後述するように再加熱が行われるが、熱間圧延と再加熱工程との間において、厚鋼板を冷却することもできる。該冷却を行う場合の条件は特に限定されないが、空冷、水冷など、任意の方法で冷却を行うことができる。前記水冷としては、水を用いた任意の冷却方法（例えば、スプレー冷却、ミスト冷却、ラミナー冷却など）を用いることができる。冷却温度は、特に限定されないが、例えば、常温（２０℃など）以上、３００℃以下とすることができる。 After the hot rolling is completed, reheating is performed as described later, but the thick steel sheet can also be cooled between the hot rolling and the reheating steps. The conditions for performing the cooling are not particularly limited, but cooling can be performed by any method such as air cooling and water cooling. As the water cooling, any cooling method using water (for example, spray cooling, mist cooling, laminar cooling, etc.) can be used. The cooling temperature is not particularly limited, but can be, for example, normal temperature (20 ° C. or the like) or higher and 300 ° C. or lower.
前記熱間圧延工程後の厚鋼板を、再加熱、保持し、加速冷却する。再加熱処理により、熱延鋼板のベイナイトおよびマルテンサイト組織が部分的にオーステナイトへ逆変態するとともに、未変態のベイナイトおよびマルテンサイト組織が焼き戻される。引き続く加速冷却により逆変態したオーステナイトの一部がマルテンサイトとベイナイトに変態する。次いで該加速冷却を２００℃以上、ベイナイト変態開始温度（Ｂｓ点）未満の温度で停止し、空冷することにより、未変態のオーステナイトを島状マルテンサイトにするとともに加速冷却で新しく生成したベイナイトとマルテンサイトを焼戻すことができる。 The thick steel sheet after the hot rolling step is reheated, held, and accelerated and cooled. The reheat treatment partially reverse-transforms the bainite and martensite structures of the hot-rolled steel sheet to austenite, and the untransformed bainite and martensite structures are tempered. Part of the austenite that has been reverse-transformed by the subsequent accelerated cooling is transformed into martensite and bainite. Next, the accelerated cooling is stopped at a temperature of 200 ° C. or higher and lower than the bainite transformation start temperature (Bs point), and air cooling is performed to convert untransformed austenite into island-shaped martensite and newly generated bainite and martensite by accelerated cooling. You can burn the site back.
（ｂ）再加熱工程
再加熱温度：Ａｃ１点＋３０℃以上、Ａｃ３点未満
Ａｃ１点＋３０℃以上、Ａｃ３点未満に加熱することで、熱延鋼板の組織の大部分をベイナイト、およびマルテンサイトから逆変態したオーステナイトの混合組織とする。再加熱温度がＡｃ１点＋３０℃未満では、逆変態オーステナイトの量が少なくなり、最終的に得られる厚鋼板において所望のマルテンサイトとベイナイト量が得られない。また、再加熱温度がＡｃ３点以上では、ベイナイトおよびマルテンサイトがすべて逆変態してオーステナイトになるため、やはり最終的に得られる厚鋼板において所望のマルテンサイトとベイナイト量が得られない。
(B) Reheating step Reheating temperature: Ac1 point + 30 ° C. or higher and less than Ac3 point By heating to Ac1 point + 30 ° C. or higher and less than Ac3 point, most of the structure of the hot-rolled steel sheet is reversed from bainite and martensite. A mixed structure of metamorphic austenite is used. If the reheating temperature is less than 1 point of Ac + 30 ° C., the amount of reverse-transformed austenite is small, and the desired amount of martensite and bainite cannot be obtained in the finally obtained thick steel sheet. Further, when the reheating temperature is Ac3 or higher, bainite and martensite are all reverse-transformed to austenite, so that the desired amount of martensite and bainite cannot be obtained in the finally obtained thick steel sheet.
なお、Ａｃ１点およびＡｃ３点は下記（１）式および（２）式により求めることができる。
Ａｃ１（℃）＝750.8 - 26.6C+ 17.6Si - 11.6Mn - 22.9Cu - 23Ni + 24.1Cr + 22.5Mo- 39.7V - 5.7Ti + 232.4Nb - 169.4Al - 894.7B …（１）
Ａｃ３（℃）＝937.2 - 436.5C+ 56Si - 19.7Mn - 16.3Cu - 26.6Ni - 4.9Cr + 38.1Mo+ 124.8V + 136.3Ti - 19.1Nb + 198.4Al + 3315B …（２）
ただし、上記（１）、（２）式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合は０とする。
The Ac1 point and the Ac3 point can be obtained by the following equations (1) and (2).
Ac1 (° C) = 750.8 --26.6C + 17.6Si --11.6Mn --22.9Cu --23Ni + 24.1Cr + 22.5Mo- 39.7V --5.7Ti + 232.4Nb --169.4Al --894.7B… (1)
Ac3 (° C) = 937.2 --436.5C + 56Si --19.7Mn --16.3Cu --26.6Ni --4.9Cr + 38.1Mo + 124.8V + 136.3Ti --19.1Nb + 198.4Al + 3315B… (2)
However, the element symbol in the above formulas (1) and (2) represents the content (mass%) of each element, and is set to 0 when the element is not contained.
保持時間：１０分以上
前記再加熱温度に保持する保持時間は１０分以上とする。保持時間が１０分未満では、オーステナイト粒径のバラツキが大きくなるからである。一方、前記保持時間の上限は特に限定されないが、過度に長い時間保持を行うと生産性が低下するため、１８０分以下とすることが好ましい。
Holding time: 10 minutes or more The holding time for holding at the reheating temperature is 10 minutes or more. This is because if the holding time is less than 10 minutes, the austenite particle size varies widely. On the other hand, the upper limit of the holding time is not particularly limited, but it is preferably 180 minutes or less because the productivity decreases if the holding time is excessively long.
前記再加熱には、再加熱温度と保持時間を上記の通り制御することできるものであれば、任意の加熱方法を用いることができる。加熱方法の一例としては、炉加熱が挙げられる。前記炉加熱には、特に限定されることなく、一般的な熱処理炉を用いることができる。 For the reheating, any heating method can be used as long as the reheating temperature and the holding time can be controlled as described above. An example of the heating method is furnace heating. A general heat treatment furnace can be used for heating the furnace without particular limitation.
（ｃ）冷却工程
平均冷却速度：１〜２００℃／ｓ
前記再加熱工程の後、板厚1／４位置における平均冷却速度：１〜２００℃／ｓにて加速冷却する。上記加速冷却工程における平均冷却速度が１℃／ｓ未満であると、所望の焼入組織、すなわちベイナイトおよびマルテンサイトが得られず強度が低下する。そのため、前記平均冷却速度は１℃／ｓ以上とする。一方、平均冷却速度が２００℃／ｓより高いと、鋼板内の各位置における温度制御が困難となり、板幅方向や圧延方向に材質のばらつきが出やすくなり、その結果、引張特性などの材質上のばらつきが生じる。そのため、平均冷却速度を２００℃／ｓ以下とする。
(C) Cooling process Average cooling rate: 1 to 200 ° C / s
After the reheating step, acceleration cooling is performed at an average cooling rate of 1/4 of the plate thickness: 1 to 200 ° C./s. If the average cooling rate in the accelerated cooling step is less than 1 ° C./s, the desired hardened structure, that is, bainite and martensite, cannot be obtained and the strength is lowered. Therefore, the average cooling rate is set to 1 ° C./s or more. On the other hand, if the average cooling rate is higher than 200 ° C./s, it becomes difficult to control the temperature at each position in the steel sheet, and the material tends to vary in the plate width direction and the rolling direction. As a result, the material such as tensile characteristics Will vary. Therefore, the average cooling rate is set to 200 ° C./s or less.
前記加速冷却の方法は特に限定されないが、空冷、水冷など、任意の方法で冷却を行うことができる。前記水冷としては、水を用いた任意の冷却方法（例えば、スプレー冷却、ミスト冷却、ラミナー冷却など）を用いることができる。 The method of accelerated cooling is not particularly limited, but cooling can be performed by any method such as air cooling and water cooling. As the water cooling, any cooling method using water (for example, spray cooling, mist cooling, laminar cooling, etc.) can be used.
加速冷却停止温度：２００℃以上、Ｂｓ点未満
２００℃以上、Ｂｓ点未満の温度で加速冷却を停止して空冷することで、未変態のオーステナイトを島状マルテンサイトに変態させ、ベイナイトおよびマルテンサイトを自己焼き戻しさせる。加速冷却停止温度がＢｓ点以上では、粗大な上部ベイナイトが主体の組織となる。また、焼戻し過剰によりセメンタイトが過剰に生成したり、島状マルテンサイトが生成しても大部分が分解したりしてしまうため、所望の強度・靱性・超低降伏比が得られない。一方、加速冷却停止温度が２００℃未満では、ベイナイトおよびマルテンサイトに自己焼戻しが生じず、所望の靭性が得られない。なお、Ｂｓ点は下記（３）式により求めることができる。
Ｂｓ（℃）＝830-270C-90Mn-37Ni-70Cr-83Mo …（３）
ただし、上記（３）式中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表し、当該元素が含有されていない場合は０とする。
Accelerated cooling stop temperature: 200 ° C or higher, less than Bs point By stopping accelerated cooling at a temperature of 200 ° C or higher and lower than Bs point and air cooling, untransformed austenite is transformed into island-like martensite, and bainite and martensite. Self-burning. When the accelerated cooling stop temperature is Bs point or higher, the structure is mainly composed of coarse upper bainite. In addition, excessive tempering causes excessive formation of cementite, and even if island-shaped martensite is formed, most of the cementite is decomposed, so that the desired strength, toughness, and ultra-low yield ratio cannot be obtained. On the other hand, when the accelerated cooling stop temperature is less than 200 ° C., self-tempering does not occur in bainite and martensite, and the desired toughness cannot be obtained. The Bs point can be obtained by the following equation (3).
Bs (° C) = 830-270C-90Mn-37Ni-70Cr-83Mo… (3)
However, the element symbol in the above formula (3) represents the content (mass%) of each element, and is set to 0 when the element is not contained.
加速冷却停止後の温度域における冷却条件は厚鋼板の組織等に実質的な影響を与えない。そのため、上記加速冷却停止後の空冷は、特に限定されることなく任意の条件で行うことができるが、一般的には、冷却速度：１℃／ｓ未満で空冷を行うことが好ましい。 The cooling conditions in the temperature range after the acceleration cooling is stopped do not substantially affect the structure of the thick steel sheet. Therefore, the air cooling after the acceleration cooling is stopped can be performed under any conditions without particular limitation, but in general, it is preferable to perform the air cooling at a cooling rate of less than 1 ° C./s.
（ｄ）熱処理工程
前記熱間圧延工程後、前記再加熱工程前に、さらに熱処理工程を行うことが好ましい。前記熱処理工程では、熱間圧延工程で得られた前記厚鋼板を、９００℃以上、１０００℃以下の熱処理温度まで再加熱し、前記熱処理温度に１０分以上の保持時間の間保持し、次いで、４００℃以下の冷却停止温度まで冷却する。再加熱工程に先だって、前記熱処理工程を行うことにより、オーステナイト粒径が小さくなり、最終的に得られる超低降伏比高張力厚鋼板におけるベイナイトとマルテンサイトの平均粒径を所望のサイズにすることができる。そしてその結果、超低降伏比高張力厚鋼板の強度と靭性がさらに向上する。
(D) Heat Treatment Step It is preferable to perform a heat treatment step after the hot rolling step and before the reheating step. In the heat treatment step, the thick steel plate obtained in the hot rolling step is reheated to a heat treatment temperature of 900 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower, held at the heat treatment temperature for a holding time of 10 minutes or longer, and then held. Cool to a cooling stop temperature of 400 ° C. or lower. By performing the heat treatment step prior to the reheating step, the austenite particle size is reduced, and the average particle size of bainite and martensite in the finally obtained ultra-low yield ratio high-strength thick steel sheet is adjusted to a desired size. Can be done. As a result, the strength and toughness of the ultra-low yield ratio high-strength thick steel sheet are further improved.
熱処理温度：９００〜１０００℃
上記熱処理工程を行う場合、焼入れ性を確保し、粗大な上部ベイナイトおよびフェライトの生成を防止するために、該熱処理工程における熱処理温度を９００℃以上とする。また、最終的に得られる超低降伏比高張力厚鋼板におけるベイナイトとマルテンサイトの平均円相当径を５０μｍ未満とするために、前記熱処理温度を１０００℃以下とする。
Heat treatment temperature: 900-1000 ° C
When the heat treatment step is performed, the heat treatment temperature in the heat treatment step is set to 900 ° C. or higher in order to ensure hardenability and prevent the formation of coarse upper bainite and ferrite. Further, in order to make the average equivalent circle diameter of bainite and martensite in the finally obtained ultra-low yield ratio high-strength thick steel sheet less than 50 μm, the heat treatment temperature is set to 1000 ° C. or lower.
保持時間：１０分以上
該熱処理工程における保持時間は、オーステナイト粒径のバラツキを小さくするために、１０分以上とする。一方、前記保持時間の上限はとくに限定されないが、過度に長くしても効果が飽和するため、生産性を考慮すると、１００分以下とすることが好ましく、６０分以下とすることがより好ましい。
Retention time: 10 minutes or more The retention time in the heat treatment step is 10 minutes or more in order to reduce the variation in austenite particle size. On the other hand, the upper limit of the holding time is not particularly limited, but the effect is saturated even if it is made excessively long. Therefore, in consideration of productivity, it is preferably 100 minutes or less, and more preferably 60 minutes or less.
上記熱処理工程における再加熱には、熱処理温度と保持時間を上記の通り制御することできるものであれば、任意の加熱方法を用いることが用いることができる。使用できる加熱方法の一例としては、炉加熱が挙げられる。前記炉加熱には、特に限定されることなく、一般的な熱処理炉を用いることができる。 For the reheating in the heat treatment step, any heating method can be used as long as the heat treatment temperature and the holding time can be controlled as described above. An example of a heating method that can be used is furnace heating. A general heat treatment furnace can be used for heating the furnace without particular limitation.
冷却停止温度：４００℃以下
上記熱処理工程における冷却停止温度は、４００℃以下とする。上述した熱処理温度への加熱によって生成したオーステナイトを、４００℃以下まで冷却することによって低温変態相とし、さらなる高強度、低降伏比を実現することができる。前記冷却停止温度は、３００℃以下とすることが好ましく、室温とすることがより好ましい。
Cooling stop temperature: 400 ° C or less The cooling stop temperature in the above heat treatment step is 400 ° C or less. By cooling the austenite produced by heating to the above-mentioned heat treatment temperature to 400 ° C. or lower, a low-temperature transformation phase can be obtained, and further high strength and low yield ratio can be realized. The cooling stop temperature is preferably 300 ° C. or lower, more preferably room temperature.
前記冷却を行う方法はとくに限定されず、例えば、空冷、水冷など、任意の方法で行うことができる。前記水冷としては、水を用いた任意の冷却方法（例えば、スプレー冷却、ミスト冷却、ラミナー冷却など）を用いることができる。 The method for cooling is not particularly limited, and any method such as air cooling or water cooling can be used. As the water cooling, any cooling method using water (for example, spray cooling, mist cooling, laminar cooling, etc.) can be used.
（実施例１）
表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法によって鋼素材としての鋼スラブ（厚さ：２５０ｍｍ）とした。なお、上述した（１）式よって求めたＡｃ１変態点（℃）および（２）式によって求めたＡｃ３変態点（℃）、（３）式によって求めたＢｓ点を表１に併記する。
(Example 1)
The molten steel having the composition shown in Table 1 was melted in a converter to obtain a steel slab (thickness: 250 mm) as a steel material by a continuous casting method. Incidentally, the above-mentioned equation (1) by asking the Ac1 transformation point (℃) and (2) Ac 3 transformation point determined by the equation (℃), it is also shown in Table 1 Bs points determined by the equation (3).
前記鋼スラブを１１５０℃に加熱した後、熱間圧延して厚鋼板とした。前記熱間圧延における圧延終了温度と最終板厚を表２に示す。 The steel slab was heated to 1150 ° C. and then hot-rolled to obtain a thick steel plate. Table 2 shows the rolling end temperature and the final plate thickness in the hot rolling.
次いで、熱間圧延後の厚鋼板を、表２に示した方法で２００℃まで冷却した。 Next, the thick steel sheet after hot rolling was cooled to 200 ° C. by the method shown in Table 2.
次いで、前記厚鋼板に対して、表２に示した条件で再加熱と加速冷却を施し、加速冷却停止後は空冷した。再加熱処理には熱処理炉を用いた。また、前記空冷における冷却速度は、板厚や加速冷却停止温度にもよるが、０．５〜０．０１℃／ｓであった。 Next, the thick steel sheet was reheated and accelerated cooled under the conditions shown in Table 2, and after the accelerated cooling was stopped, it was air-cooled. A heat treatment furnace was used for the reheat treatment. The cooling rate in the air cooling was 0.5 to 0.01 ° C./s, although it depends on the plate thickness and the accelerated cooling stop temperature.
上記のようにして得た厚鋼板のそれぞれについて、ミクロ組織、機械的特性、靭性を評価した。前記評価は、以下に述べる方法で行った。 The microstructure, mechanical properties, and toughness of each of the thick steel sheets obtained as described above were evaluated. The evaluation was carried out by the method described below.
（ミクロ組織）
前記厚鋼板から、板厚１／４位置が観察位置となるように、組織観察用の試験片を採取した。前記試験片を、圧延方向と垂直な断面が観察面となるよう樹脂に埋め、鏡面研磨した。次いで、レペラ腐食を実施した後、倍率１０００倍の走査電子顕微鏡で観察して組織の画像を撮影し、島状マルテンサイト組織を同定した。撮影された５視野分の画像を画像解析装置によって解析し、島状マルテンサイト組織の面積分率、平均円相当径を求めた。
(Micro tissue)
A test piece for microstructure observation was taken from the thick steel plate so that the plate thickness 1/4 position was the observation position. The test piece was embedded in resin so that the cross section perpendicular to the rolling direction was the observation surface, and mirror-polished. Then, after performing repera corrosion, the tissue was imaged by observing with a scanning electron microscope at a magnification of 1000 times, and the island-shaped martensite structure was identified. The images of the five visual fields taken were analyzed by an image analyzer to determine the area fraction of the island-shaped martensite structure and the average circle-equivalent diameter.
次いで、島状マルテンサイト組織観察後の樹脂埋め込み試料を再度鏡面研磨し、ナイタール腐食を実施した後、倍率５０００倍の走査型電子顕微鏡で観察して組織の画像を撮影した。撮影された１０視野分の画像を画像解析装置によって解析し、セメンタイト組織の面積分率、平均円相当径を求めた。 Next, the resin-embedded sample after observing the island-shaped martensite structure was mirror-polished again, subjected to nital corrosion, and then observed with a scanning electron microscope having a magnification of 5000 times to take an image of the structure. The images of 10 fields of view taken were analyzed by an image analyzer, and the area fraction of the cementite structure and the diameter equivalent to the average circle were obtained.
次いで、走査型電子顕微鏡の倍率を２００倍に変更して組織の画像を撮影した。撮影された５視野分の画像を画像解析装置によって解析し、ベイナイトおよびマルテンサイト、フェライト組織の面積分率を求めた。 Then, the magnification of the scanning electron microscope was changed to 200 times, and an image of the tissue was taken. The images of the five visual fields taken were analyzed by an image analyzer, and the area fractions of bainite, martensite, and ferrite structure were determined.
（機械的特性）
前記厚鋼板の板厚中央（板厚１／２位置）から、ＪＩＳ４号引張試験片を採取した。前記引張試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠して引張試験を実施して、厚鋼板の降伏強さ（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）を評価した。
(Mechanical characteristics)
A JIS No. 4 tensile test piece was taken from the center of the thick steel plate (1/2 position of the thickness). Using the above tensile test piece, a tensile test was carried out in accordance with the provisions of JIS Z 2241 to evaluate the yield strength (YP), tensile strength (TS), and yield ratio (YR) of the thick steel sheet.
また、前記厚鋼板の板厚中央（板厚１／２位置）から、ＪＩＳ Ｚ ２２０２の規定に準拠してＶノッチ試験片を採取した。前記Ｖノッチ試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠して０℃におけるシャルピー衝撃試験を実施し、シャルピー吸収エネルギー（ｖＥ０）を求め、靭性を評価した。 Further, a V-notch test piece was collected from the center of the thickness of the thick steel plate (position of 1/2 of the plate thickness) in accordance with JIS Z 2202. Using the V-notch test piece, a Charpy impact test at 0 ° C. was carried out in accordance with JIS Z 2242 to determine the Charpy absorbed energy (vE 0 ) and toughness was evaluated.
得られた評価結果を、表３に示す。なお、引張り強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上、降伏強さ（ＹＰ）が５００ＭＰａ以上、降伏比（ＹＲ）が８０％以下、０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０）が１００Ｊ以上を合格値とした。 The obtained evaluation results are shown in Table 3. The acceptable values were a tensile strength (TS) of 780 MPa or more, a yield strength (YP) of 500 MPa or more, a yield ratio (YR) of 80% or less, and an absorption energy (vE 0 ) at 0 ° C. of 100 J or more.
以上の結果から分かるように、本発明の条件を満たす厚鋼板は、いずれも、引張強さ：７８０ＭＰａ以上、降伏強さ：５００ＭＰａ以上、降伏比：８０％以下、０℃での吸収エネルギーｖＥ０：１００Ｊ以上であり、高強度、超低降伏比であるとともに、靭性にも優れていた。一方、本発明の条件を満たさない厚鋼板は、強度、降伏比、および靭性のうち、少なくとも１つの特性が劣っていた。 As can be seen from the above results, all the thick steel sheets satisfying the conditions of the present invention have a tensile strength of 780 MPa or more, a yield strength of 500 MPa or more, a yield ratio of 80% or less, and an absorbed energy vE 0 at 0 ° C. : 100J or more, high strength, ultra-low yield ratio, and excellent toughness. On the other hand, a thick steel sheet that does not satisfy the conditions of the present invention is inferior in at least one of the properties of strength, yield ratio, and toughness.
（実施例２）
熱間圧延工程後、再加熱工程前に熱処理工程を行った点以外は上記実施例１と同様の手順で厚鋼板を製造した。製造条件は、表４に示す通りとした。具体的には、熱間圧延後の厚鋼板を、表４に示した方法で２００℃まで冷却した後、熱処理工程を行った。前記熱処理工程では、まず、前記厚鋼板を表４に示した熱処理温度まで加熱し、表４に示した保持時間の間、該熱処理温度に保持した。前記加熱と保持には熱処理炉を用いた。前記保持の後、厚鋼板を表４に示した方法で冷却停止温度まで冷却した。前記冷却を空冷で行った際の冷却速度は、板厚や冷却停止温度にもよるが、０．５〜０．０１℃／ｓであった。
(Example 2)
A thick steel sheet was produced in the same procedure as in Example 1 above except that the heat treatment step was performed after the hot rolling step and before the reheating step. The production conditions were as shown in Table 4. Specifically, the thick steel sheet after hot rolling was cooled to 200 ° C. by the method shown in Table 4, and then a heat treatment step was performed. In the heat treatment step, first, the thick steel sheet was heated to the heat treatment temperature shown in Table 4 and kept at the heat treatment temperature for the holding time shown in Table 4. A heat treatment furnace was used for the heating and holding. After the holding, the thick steel sheet was cooled to the cooling stop temperature by the method shown in Table 4. The cooling rate when the cooling was performed by air cooling was 0.5 to 0.01 ° C./s, although it depends on the plate thickness and the cooling stop temperature.
上記のようにして得た厚鋼板のそれぞれについて、実施例１と同様の方法でミクロ組織、機械的特性、および靭性を評価した。前記評価は、実施例１と同様の方法で行った。なお、ベイナイトとマルテンサイトの平均円相当径は、以下の手順で測定した。まず、他のミクロ組織観察に用いた試験片を再度鏡面研磨し、次いでピクリン酸腐食を施した後、光学顕微鏡を用いて倍率２００倍で観察して組織の画像を撮影した。撮影された５視野分の画像を画像解析装置によって解析し、ベイナイトとマルテンサイトの平均円相当径を求めた。 The microstructure, mechanical properties, and toughness of each of the thick steel sheets obtained as described above were evaluated in the same manner as in Example 1. The evaluation was carried out in the same manner as in Example 1. The average circle-equivalent diameters of bainite and martensite were measured by the following procedure. First, the test pieces used for other microstructure observations were mirror-polished again, then subjected to picric acid corrosion, and then observed at a magnification of 200 times using an optical microscope to take an image of the tissue. The images of the five visual fields taken were analyzed by an image analyzer to determine the average circle-equivalent diameters of bainite and martensite.
得られた評価結果を、表５に示す。なお、比較のため、実施例１におけるＮｏ．１の厚鋼板についてもベイナイトとマルテンサイトの平均円相当径を測定し、その結果を表５に併記した。 The obtained evaluation results are shown in Table 5. For comparison, No. 1 in Example 1. The average circle-equivalent diameters of bainite and martensite were also measured for the thick steel sheet of No. 1, and the results are also shown in Table 5.
表５に示した結果から分かるように、熱間圧延工程後、再加熱工程前に熱処理を行った厚鋼板は、いずれも、引張強さ：７８０ＭＰａ以上、降伏強さ：５００ＭＰａ以上、降伏比：８０％以下、０℃での吸収エネルギーｖＥ０：１００Ｊ以上であり、高強度、超低降伏比であるとともに、さらに靭性にも優れていた。 As can be seen from the results shown in Table 5, all of the thick steel sheets heat-treated after the hot rolling process and before the reheating process have a tensile strength of 780 MPa or more, a yield strength of 500 MPa or more, and a yield ratio: The absorbed energy vE 0 : 100 J or more at 80% or less and 0 ° C., the strength was high, the yield ratio was very low, and the toughness was also excellent.
Claims (8)
Ｃ ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、および
Ｎ ：０．００１５〜０．００６５％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
島状マルテンサイトを含むベイナイト、マルテンサイト、およびセメンタイトを含み、
セメンタイトは、ベイナイトおよびマルテンサイトの一方または両方の組織中に含まれており、
ベイナイトとマルテンサイトの合計面積分率が５０．０％以上、９５．０％未満であり、
島状マルテンサイトの面積分率が５〜２０％であり、
島状マルテンサイトの平均円相当径が５．０μｍ未満であり、
セメンタイトの面積分率が０％超、５％以下であり、かつ
セメンタイトの平均円相当径が０．５μｍ未満であるミクロ組織を有する、超低降伏比高張力厚鋼板。 By mass%
C: 0.03 to 0.20%,
Si: 0.01-0.50%,
Mn: 0.5-3.0%,
P: 0.015% or less,
S: 0.0050% or less,
Al: 0.005 to 0.1%, and N: 0.0015 to 0.0065%,
The balance has a component composition consisting of Fe and unavoidable impurities.
Contains bainite, martensite, and cementite, including island-like martensite,
Cementite is found in one or both tissues of bainite and martensite,
The total surface integral of bainite and martensite is 50.0% or more and less than 95.0%.
The surface integral of island-shaped martensite is 5 to 20%,
The average circle-equivalent diameter of island-shaped martensite is less than 5.0 μm.
An ultra-low yield ratio high-strength thick steel sheet having a microstructure in which the area fraction of cementite is more than 0% and 5% or less, and the average equivalent circle diameter of cementite is less than 0.5 μm.
Ｔｉ：０．００４〜０．０３％、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：３．０％以下、
Ｃｒ：２．０％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｂ ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、および
Ｖ ：０．２％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、請求項１に記載の超低降伏比高張力厚鋼板。 When the component composition is mass%,
Ti: 0.004 to 0.03%,
Cu: 1.0% or less,
Ni: 3.0% or less,
Cr: 2.0% or less,
Mo: 1.0% or less,
B: 0.005% or less,
The ultra-low yield ratio high-strength thick steel sheet according to claim 1, further containing 1 or 2 or more selected from the group consisting of Nb: 0.1% or less and V: 0.2% or less.
Ｃａ：０．００５％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、および
Ｍｇ：０．００５％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、請求項１または２に記載の超低降伏比高張力厚鋼板。 When the component composition is mass%,
Ca: 0.005% or less,
The ultra-low yield ratio high-strength thick steel sheet according to claim 1 or 2, further containing 1 or 2 or more selected from the group consisting of REM: 0.02% or less and Mg: 0.005% or less.
質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、および
Ｎ ：０．００１５〜０．００６５％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼素材を熱間圧延して厚鋼板とする熱間圧延工程と、
前記厚鋼板をＡｃ１点＋３０℃以上、Ａｃ３点未満の再加熱温度まで再加熱し、前記再加熱温度に１０分以上の保持時間の間保持する再加熱工程と、
前記再加熱工程後の厚鋼板を、板厚１／４位置における平均冷却速度：１〜２００℃／ｓで、２００℃以上、ベイナイト変態開始温度未満である加速冷却停止温度まで加速冷却し、次いで空冷する冷却工程とを有し、
前記超低降伏比高張力厚鋼板は、
島状マルテンサイトを含むベイナイト、マルテンサイト、およびセメンタイトを含み、
セメンタイトは、ベイナイトおよびマルテンサイトの一方または両方の組織中に含まれており、
ベイナイトとマルテンサイトの合計面積分率が５０．０％以上、９５．０％未満であり、
島状マルテンサイトの面積分率が５〜２０％であり、
島状マルテンサイトの平均円相当径が５．０μｍ未満であり、
セメンタイトの面積分率が０％超、５％以下であり、かつ
セメンタイトの平均円相当径が０．５μｍ未満であるミクロ組織を有する、超低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。 A method for manufacturing ultra-low yield ratio high-strength thick steel sheets.
By mass%
C: 0.03 to 0.20%,
Si: 0.01-0.50%,
Mn: 0.5-3.0%,
P: 0.015% or less,
S: 0.0050% or less,
Al: 0.005 to 0.1%, and N: 0.0015 to 0.0065%,
A hot rolling process in which a steel material having a component composition in which the balance is composed of Fe and unavoidable impurities is hot-rolled into a thick steel sheet, and
A reheating step of reheating the thick steel sheet to a reheating temperature of Ac 1 point + 30 ° C. or higher and less than Ac 3 point and holding the thick steel sheet at the reheating temperature for a holding time of 10 minutes or more.
The thick steel sheet after the reheating step is accelerated and cooled to an accelerated cooling stop temperature of 200 ° C. or higher and lower than the bainite transformation start temperature at an average cooling rate of 1 to 200 ° C./s at a plate thickness 1/4 position. have a cooling step of air cooling,
The ultra-low yield ratio high-strength thick steel sheet is
Contains bainite, martensite, and cementite, including island-like martensite,
Cementite is found in one or both tissues of bainite and martensite,
The total surface integral of bainite and martensite is 50.0% or more and less than 95.0%.
The surface integral of island-shaped martensite is 5 to 20%,
The average circle-equivalent diameter of island-shaped martensite is less than 5.0 μm.
The surface integral of cementite is more than 0% and less than 5%, and
A method for producing an ultra-low yield ratio high-strength thick steel sheet having a microstructure in which the average equivalent circle diameter of cementite is less than 0.5 μm .
Ｔｉ：０．００４〜０．０３％、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：３．０％以下、
Ｃｒ：２．０％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｂ ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、および
Ｖ ：０．２％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、請求項５に記載の超低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。 When the component composition is mass%,
Ti: 0.004 to 0.03%,
Cu: 1.0% or less,
Ni: 3.0% or less,
Cr: 2.0% or less,
Mo: 1.0% or less,
B: 0.005% or less,
The method for producing an ultra-low yield ratio high-strength thick steel sheet according to claim 5, further containing 1 or 2 or more selected from the group consisting of Nb: 0.1% or less and V: 0.2% or less.
Ｃａ：０．００５％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、および
Ｍｇ：０．００５％以下からなる群より選択される１または２以上をさらに含有する、請求項５または６に記載の超低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。 When the component composition is mass%,
Ca: 0.005% or less,
The production of the ultra-low yield ratio high-strength thick steel sheet according to claim 5 or 6, further containing 1 or 2 or more selected from the group consisting of REM: 0.02% or less and Mg: 0.005% or less. Method.
前記厚鋼板を、９００℃以上、１０００℃以下の熱処理温度まで再加熱し、
前記熱処理温度に１０分以上の保持時間の間保持し、
次いで、４００℃以下の冷却停止温度まで冷却する、熱処理工程を有する、請求項５〜７のいずれか一項に記載の超低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。
Further, after the hot rolling step and before the reheating step,
The thick steel sheet is reheated to a heat treatment temperature of 900 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower.
Hold at the heat treatment temperature for a holding time of 10 minutes or more,
The method for producing an ultra-low yield ratio high-strength thick steel sheet according to any one of claims 5 to 7, further comprising a heat treatment step of cooling to a cooling stop temperature of 400 ° C. or lower.
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