WO2011040624A1 - 低降伏比、高強度および高靭性を有した鋼板及びその製造方法 - Google Patents

低降伏比、高強度および高靭性を有した鋼板及びその製造方法 Download PDF

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嶋村純二
石川信行
鹿内伸夫
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention is a steel plate having a low yield ratio, high strength, and high toughness suitable for use mainly in the field of line pipes (low yield ratio, high strength and high steel plate) and its manufacturing method.
  • the present invention relates to a steel sheet having a low yield ratio, high strength, and high toughness excellent in strain aging resistance and a method for producing the same.
  • the metal structure of a steel material is a structure in which a hard phase such as bainite and martensite is moderately dispersed in a ferrite that is a soft phase.
  • a low yield ratio and a high uniform elongation of the steel material can be achieved.
  • the uniform elongation said here is also called uniform elongation, and means the limit value of the permanent elongation in which a test piece parallel part deform
  • Patent Document 1 discloses that ferrite and tempering (T) are intermediate between quenching (Q) and tempering (T).
  • a heat treatment method is disclosed in which quenching (Q ′) from a two-phase region (two-phase, ( ⁇ + ⁇ ) temperature range) of austenite is performed.
  • Patent Document 2 as a method for preventing an increase in the production process, there is a method of delaying the start of accelerated cooling until the temperature of the steel material becomes equal to or lower than the Ar 3 transformation point where ferrite is generated after the rolling is completed at an Ar 3 temperature or higher. It is disclosed.
  • Patent Document 3 discloses that rolling of a steel material is finished at an Ar 3 transformation point or higher, A method for achieving a low yield ratio by controlling the acceleration cooling rate and the cooling stop temperature thereafter to obtain a two-phase structure of acicular ferrite and martensite is disclosed.
  • Patent Document 4 achieves a low yield ratio and excellent weld heat affected zone (HAZ) toughness without greatly increasing the amount of alloying elements added to the steel.
  • a method of controlling a Ti / N or Ca—O—S balance and making a three-phase structure of ferrite, bainite, and island martensite (MA) is disclosed.
  • Patent Document 5 discloses a technique for achieving a low yield ratio and a high uniform elongation performance by adding alloy elements such as Cu, Ni, and Mo.
  • welded steel pipes such as UOE steel pipes and electric welded pipes used for line pipes are usually formed into a tubular shape by cold forming a steel plate and welding the butting surface, which is usually used for anticorrosion, etc.
  • the outer surface of the steel pipe is subjected to a coating treatment such as polyethylene coating or powder epoxy coating, so that strain aging occurs due to processing distortion during pipe making and heating during coating treatment.
  • a coating treatment such as polyethylene coating or powder epoxy coating
  • the yield stress increases and the yield ratio in the steel pipe becomes larger than the yield ratio in the steel sheet.
  • Patent Documents 6 and 7 disclose fine precipitates of composite carbide containing Ti and Mo, or fine precipitates of composite carbide containing any two or more of Ti, Nb, and V.
  • a steel pipe having a low yield ratio, high strength and high toughness, which is excellent in strain aging resistance, and a method for producing the same are disclosed.
  • JP-A-55-97425 JP 55-41927 A Japanese Patent Laid-Open No. 1-176027 Japanese Patent No. 40669905 (Japanese Patent Laid-Open No. 2005-48224) JP 2008-248328 A JP 2005-60839 A Japanese Patent Laid-Open No. 2005-60840
  • Patent Document 2 has a problem that productivity is extremely lowered because it is necessary to cool the temperature range from the end of rolling to the start of accelerated cooling at a cooling rate of about standing to cool.
  • An object of the present invention is to provide a steel sheet having a low yield ratio, high strength and high toughness, and a method for producing the same.
  • the present inventors diligently studied a manufacturing process of a steel sheet, particularly a manufacturing process of controlled rolling, accelerated cooling after controlled rolling, and subsequent reheating, and obtained the following knowledge.
  • (A) During the accelerated cooling process, cooling is stopped in the middle of bainite transformation, that is, in a temperature region where non-transformed austenite exists, and then from the end temperature of bainite transformation (hereinafter referred to as Bf point).
  • Bf point the end temperature of bainite transformation
  • MA hard steel martensite
  • the pseudopolygonal ferrite referred to here refers to the ⁇ q structure in “Steel Bainite Photobook, Japan Iron and Steel Institute Basic Research Group, Bainite Research Section, (1992)”, which is more than polygonal ferrite ( ⁇ P).
  • ferrite means polygonal ferrite.
  • MA can be easily identified by, for example, etching with a 3% nital solution (nitric alcohol solution) and then observing it by electrolytic etching. When the microstructure of the steel sheet is observed with a scanning electron microscope (SEM), MA is observed as a white floating part.
  • SEM scanning electron microscope
  • (C) MA can be uniformly and finely dispersed by applying 50% or more cumulative pressure at 900 ° C. or lower in the austenite non-recrystallization temperature range (no-recrystallizationization range in austenite), while maintaining a low yield ratio. It is possible to improve the uniform elongation.
  • the present invention has been made by further studying the above knowledge, that is, the gist of the present invention is as follows.
  • the component composition is mass%, C: 0.03 to 0.06%, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 1.2 to 3.0%, P: 0 .015% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.08% or less, Nb: 0.005 to 0.07%, Ti: 0.005 to 0.025%, N: 0.010% or less , O: 0.005% or less, consisting of the remainder Fe and inevitable impurities, the metal structure comprising a three-phase structure of bainite, island martensite, and pseudopolygonal ferrite, and the area of the bainite A fraction of 5 to 70%, an area fraction of the island-like martensite of 3 to 20%, an equivalent circle diameter of 3.0 ⁇ m or less, the balance being the pseudopolygonal ferrite, and a yield ratio of 85% or less, ⁇ Charpy absorbed energy at 30 ° C is 200J or higher, and further 250 ° C or lower Low yield ratio excellent in strain aging resistance characteristics, characterized by
  • the second invention further includes, in mass%, Cu: 0.5% or less, Ni: 1% or less, Cr: 0.5% or less, Mo: 0.5% or less, V: 0.1% or less, Ca: 0.0005 to 0.003%, B: One or more selected from 0.005% or less, and excellent strain aging resistance according to the first aspect of the invention
  • a steel sheet having a low yield ratio, high strength and high toughness is further subjected to a strain aging treatment having a uniform elongation of 6% or more and a temperature of 250 ° C. or less and 30 minutes or less. It is a steel plate having a uniform elongation of 6% or more even after being processed.
  • the steel having the component composition described in any of the first to third inventions is heated to a temperature of 1000 to 1300 ° C., and the cumulative rolling reduction at 900 ° C. or less is 50% or more.
  • accelerated cooling is performed from 500 ° C. to 680 ° C. at a cooling rate of 5 ° C./s or higher, and immediately after that, a temperature rising rate of 2.0 ° C./s or higher.
  • a steel plate having a low yield ratio, high strength and high toughness with excellent strain aging resistance is reduced without deteriorating the toughness of the weld heat affected zone or adding a large amount of alloying elements.
  • the steel plate mainly used for a line pipe can be stably manufactured in a large amount at a low cost, and the productivity and economy can be remarkably improved, which is extremely useful industrially.
  • C 0.03-0.06% C contributes to precipitation strengthening as a carbide and is an important element for MA formation. However, if it is added in an amount of less than 0.03%, it is insufficient for formation of MA, and sufficient strength may not be ensured. Addition exceeding 0.06% degrades the base metal toughness and weld heat affected zone (HAZ) toughness, so the C content is in the range of 0.03 to 0.06%. Preferably it is 0.04 to 0.06% of range.
  • HZ weld heat affected zone
  • Si 0.01 to 1.0% Si is added for deoxidation, but if it is added less than 0.01%, the deoxidation effect is not sufficient, and if added over 1.0%, the toughness and weldability are deteriorated, so the amount of Si is 0.8.
  • the range is 01 to 1.0%. Preferably it is 0.01 to 0.3% of range.
  • Mn 1.2 to 3.0% Mn is added to improve strength and toughness, further improve hardenability and promote MA formation. However, if less than 1.2%, the effect is not sufficient, and if added over 3.0%, toughness is added. In addition, since the weldability deteriorates, the amount of Mn is set in the range of 1.2 to 3.0%. Addition of 1.8% or more is desirable in order to stably produce MA regardless of fluctuations in components and production conditions.
  • P 0.015% or less
  • S 0.005% or less
  • P and S are unavoidable impurities and define the upper limit of the amount thereof.
  • the P content is 0.015% or less.
  • the amount of MnS produced increases remarkably and the toughness of the base material deteriorates, so the amount of S is made 0.005% or less. More preferably, P is 0.010% or less, and S is 0.002% or less.
  • Al 0.08% or less Al is added as a deoxidizer, but if less than 0.01% is added, the deoxidation effect is not sufficient, and if added over 0.08%, the cleanliness of the steel decreases. Since the toughness deteriorates, the Al content is set to 0.08% or less. Preferably, it is 0.01 to 0.08% of range. More preferably, it is in the range of 0.01 to 0.05%.
  • Nb 0.005 to 0.07%
  • Nb is an element that improves toughness by refining the structure and contributes to an increase in strength by improving the hardenability of solid solution Nb. The effect is manifested when 0.005% or more is added. However, if the addition is less than 0.005%, there is no effect, and if it exceeds 0.07%, the toughness of the weld heat-affected zone deteriorates, so the Nb content is in the range of 0.005 to 0.07%. More preferably, it is in the range of 0.01 to 0.05%.
  • Ti 0.005 to 0.025%
  • Ti is an important element that suppresses austenite coarsening during slab heating and improves the toughness of the base metal due to the pinning effect of TiN. The effect is manifested when 0.005% or more is added.
  • the Ti content is in the range of 0.005 to 0.025%. From the viewpoint of the toughness of the weld heat affected zone, the range is preferably 0.005% or more and less than 0.02%. More preferably, it is in the range of 0.007 to 0.016%.
  • N 0.010% or less N is treated as an inevitable impurity, but if the N content exceeds 0.010%, the weld heat affected zone toughness deteriorates, so the N content is 0.010% or less. Preferably it is 0.007% or less. More preferably, it is 0.006% or less of range.
  • O 0.005% or less
  • O is an unavoidable impurity and defines the upper limit of the amount thereof. Since O is coarse and causes inclusions that adversely affect toughness, the amount of O is set to 0.005% or less. More preferably, it is 0.003% or less.
  • the above are the basic components of the present invention.
  • the following Cu, Ni, Cr, Mo, V, Ca 1 or 2 or more of B may be contained.
  • Cu 0.5% or less Cu may not be added, but it may be added because it contributes to improving the hardenability of the steel. In order to obtain the effect, 0.05% or more is preferably added. However, if 0.5% or more is added, toughness deterioration occurs. Therefore, when Cu is added, the amount of Cu is preferably 0.5% or less. More preferably, it is 0.4% or less.
  • Ni 1% or less Ni does not need to be added, but adding it contributes to improving the hardenability of the steel, and in particular, adding a large amount does not cause deterioration of toughness. Since it is effective, it may be added. In order to obtain the effect, 0.05% or more is preferably added. However, since Ni is an expensive element, when adding Ni, the amount of Ni is preferably 1% or less. More preferably, it is 0.4% or less.
  • Cr 0.5% or less Cr may not be added, but it may be added because it is an effective element for obtaining sufficient strength even at low C as in the case of Mn. In order to acquire the effect, it is preferable to add 0.1% or more, but if added excessively, weldability deteriorates, and when added, the Cr content is preferably 0.5% or less. More preferably, it is 0.4% or less.
  • Mo 0.5% or less Mo does not need to be added, but is an element that improves hardenability and is an element that contributes to strength increase by strengthening MA generation and bainite phase. Also good. In order to obtain the effect, 0.05% or more is preferably added. However, if added over 0.5%, the toughness of the weld heat affected zone is deteriorated. Therefore, when added, the Mo content is preferably 0.5% or less, and further, the influence of welding heat is affected. From the viewpoint of the toughness of the part, the Mo content is more preferably 0.3% or less.
  • V 0.1% or less V may not be added, but V may be added because it is an element that improves hardenability and contributes to an increase in strength. In order to obtain the effect, it is preferable to add 0.005% or more, but if added over 0.1%, the toughness of the weld heat affected zone deteriorates. It is preferable to make it 1% or less. More preferably, it is 0.06% or less of range.
  • Ca 0.0005 to 0.003% Ca may be added because it improves the toughness by controlling the form of sulfide inclusions. The effect appears at 0.0005% or more, and when it exceeds 0.003%, the effect is saturated, and conversely the cleanliness is lowered and the toughness is deteriorated. Therefore, when added, the Ca content is 0.0005-0. It is preferable to set it in the range of 0.003%. More preferably, it is in the range of 0.001 to 0.003%.
  • B 0.005% or less B may be added because it is an element contributing to an increase in strength and toughness improvement of the weld heat affected zone (HAZ). In order to obtain the effect, it is preferable to add 0.0005% or more, but if added over 0.005%, the weldability is deteriorated, so when added, the amount of B is 0.005% or less. It is preferable to do. More preferably, it is 0.003% or less.
  • Ti / N which is the ratio of Ti amount and N amount, it is possible to suppress austenite coarsening of the weld heat affected zone by TiN particles, and to obtain good toughness of the weld heat affected zone. Therefore, Ti / N is preferably in the range of 2 to 8, and more preferably in the range of 2 to 5.
  • the balance other than the above components in the steel sheet of the present invention is Fe and inevitable impurities. However, the content of elements other than those described above is not rejected as long as the effects of the present invention are not impaired. For example, from the viewpoint of improving toughness, Mg: 0.02% or less and / or REM (rare earth metal): 0.02% or less can be included.
  • an island-like martensite (MA) having an area fraction of 3 to 20% and a pseudo-polygonal ferrite in the remainder are uniformly formed. .
  • a three-phase structure in which MA is uniformly formed in pseudopolygonal ferrite and bainite that is, a composite structure containing hard MA in soft pseudopolygonal ferrite and bainite, resulting in a low yield ratio and high uniformity. Elongation and improved low temperature toughness.
  • the area fraction of pseudopolygonal ferrite is 10% or more from the viewpoint of securing strength, and the area fraction of bainite is 5% or more from the viewpoint of securing toughness of the base material.
  • the soft phase is responsible for deformation, so that it is 6% or more, preferably 7% or more, more preferably 10% or more. High uniform elongation can be achieved.
  • the ratio of MA in the structure is an area fraction of MA (calculated from the average value of the ratios of the areas of the MA in any cross section of the steel sheet in the rolling direction and the sheet width direction), and is 3 to 20%. If the area fraction of MA is less than 3%, it may be insufficient to achieve a low yield ratio, and if it exceeds 20%, the base material toughness may be deteriorated.
  • FIG. 1 shows the relationship between the area fraction of MA and the yield ratio of the base material. It can be seen that if the area fraction of MA is less than 3%, it is difficult to achieve a yield ratio of 85% or less.
  • the area fraction of MA is desirably 5 to 15%.
  • FIG. 2 shows the relationship between the area fraction of MA and the uniform elongation of the base material. If the area fraction of MA is less than 3%, it is difficult to achieve uniform elongation of 6% or more.
  • the area fraction of MA is calculated from the average value of those area fractions occupied by MA by performing image processing on a microstructure photograph of at least four fields of view obtained by, for example, SEM (scanning electron microscope) observation. be able to.
  • the equivalent circle diameter of MA is set to 3.0 ⁇ m or less.
  • FIG. 3 shows the relationship between the equivalent circle diameter of MA and the toughness of the base material.
  • the equivalent circle diameter of MA can be obtained as an average value of the diameters obtained by subjecting the microstructure obtained by SEM observation to image processing, obtaining the diameter of a circle having the same area as each MA, and obtaining the diameter of each MA. .
  • the cooling start temperature is preferably equal to or higher than the Ar 3 temperature.
  • the mechanism of MA generation (mechanism) is roughly as follows. Detailed manufacturing conditions will be described later.
  • Accelerated cooling is completed during bainite transformation, that is, in the temperature range where untransformed austenite is present, and then reheating is performed from a temperature higher than the bainite transformation finish temperature (Bf point), and then the microstructure is changed in the manufacturing process. Is as follows.
  • the microstructure at the end of accelerated cooling is bainite, pseudopolygonal ferrite, and untransformed austenite. Thereafter, re-heating from a temperature higher than the Bf point causes transformation from untransformed austenite to bainite and pseudopolygonal ferrite.
  • bainite and pseudopolygonal ferrite can be dissolved in C (amount of solid solution of carbon). ) Is small, C is discharged into the surrounding untransformed austenite.
  • the reheating start after accelerated cooling, it is important to perform reheating from the temperature range where untransformed austenite exists, and when the reheating start temperature falls below the Bf point, the bainite transformation and pseudopolygonal ferrite transformation are completed and untransformed. Since austenite does not exist, the reheating start needs to be higher than the Bf point.
  • the cooling after reheating is not particularly specified because it does not affect the transformation of MA, but it is basically preferable to use air cooling.
  • a steel added with a certain amount of Mn is used, and accelerated cooling is stopped in the middle of the bainite transformation and pseudopolygonal ferrite transformation, and then reheating is performed immediately thereafter, thereby reducing the manufacturing efficiency (manufacturing efficiency).
  • a hard MA can be generated without causing it.
  • the metal structure is a structure that uniformly contains a certain amount of MA in the two phases of pseudo-polygonal ferrite and bainite. And those containing precipitates are also included in the scope of the present invention.
  • the strength decreases.
  • the area fraction of the structure other than pseudopolygonal ferrite, bainite and MA is low, the influence of the decrease in strength can be ignored. Therefore, if the total area fraction of the entire structure is 3% or less, the pseudopolygonal Metal structures other than the three types of ferrite, bainite, and MA, that is, ferrite (specifically, polygonal ferrite), pearlite, cementite, and the like may be contained in one kind or two or more kinds.
  • the metal structure described above can be obtained by manufacturing the steel having the above-described composition by the method described below.
  • Manufacturing Conditions Steel having the above-described composition is melted by a conventional method using a melting means such as a converter (electric converter), an electric furnace (electric furnace), or the like, and is continuously cast or ingot-bundled. It is preferable to use a steel material such as a slab by a conventional method.
  • the melting method and the casting method are not limited to the methods described above. Thereafter, the shape is rolled into a desired shape, and after rolling, cooling and heating are performed.
  • temperatures such as heating temperature, rolling end temperature (finishing rolling temperature), cooling end temperature (finishing cooling temperature), and reheating temperature (reheating temperature) are the average temperatures of the steel plates.
  • the average temperature is obtained by calculation from the surface temperature of the slab or steel plate in consideration of parameters such as plate thickness and thermal conductivity.
  • the cooling rate is an average cooling rate obtained by dividing the temperature difference required for cooling to the cooling end temperature (500 to 680 ° C.) by the time required for the cooling after the end of hot rolling. .
  • the heating rate is the average heating rate divided by the time required to reheat the temperature difference required for reheating to the reheating temperature (550 to 750 ° C.) after cooling. .
  • each manufacturing condition will be described in detail.
  • Ar 3 (° C.) 910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo
  • Heating temperature 1000-1300 ° C If the heating temperature is less than 1000 ° C, the required strength cannot be obtained because the solid solution of the carbide is insufficient. If the heating temperature exceeds 1300 ° C, the toughness of the base metal deteriorates, so the heating temperature is in the range of 1000 to 1300 ° C.
  • Rolling end temperature Ar 3 temperature or higher If the rolling end temperature is less than Ar 3 temperature, the subsequent ferrite transformation rate decreases, so that the concentration of C into untransformed austenite at the time of reheating becomes insufficient and MA is not generated. . Therefore, the rolling end temperature is set to Ar 3 temperature or higher.
  • Cumulative rolling reduction of 900 ° C. or less 50% or more This condition is one of the important production conditions in the present invention.
  • the temperature range of 900 ° C. or lower corresponds to the austenite non-recrystallization temperature range. Since the austenite grains can be refined by setting the cumulative rolling reduction in this temperature range to 50% or more, the number of MA production sites generated at the prior austenite grain boundaries increases thereafter. This contributes to suppression of coarsening.
  • the cumulative rolling reduction at 900 ° C. or less is set to 50% or more.
  • Cooling rate 5 ° C / s or more, cooling stop temperature: 500-680 ° C Immediately after rolling, accelerated cooling is performed.
  • the cooling start temperature becomes Ar 3 temperature or lower and polygonal ferrite is generated, the strength is lowered and the formation of MA is difficult to occur. Therefore, the cooling start temperature is preferably set to Ar 3 temperature or higher.
  • the cooling rate is 5 ° C / s or more.
  • the cooling rate after completion of rolling is set to 5 ° C./s or more.
  • the bainite and quasi-polygonal ferrite transformation during reheating is completed without maintaining the temperature during subsequent reheating. It is possible.
  • the cooling stop temperature is 500 to 680 ° C. This process is an important production condition in the present invention.
  • C-concentrated untransformed austenite present after reheating is transformed into MA upon subsequent air cooling.
  • the cooling stop temperature is less than 500 ° C., the bainite and pseudopolygonal ferrite transformation is completed, so that MA is not generated during air cooling, and a low yield ratio cannot be achieved. If it exceeds 680 ° C, C is consumed in the pearlite that precipitates during cooling and MA is not generated. From the viewpoint of securing the area fraction, it is preferably 550 to 660 ° C. For this accelerated cooling, any cooling system can be used.
  • Temperature increase rate after accelerated cooling 2.0 ° C / s or more, reheating temperature: 550 to 750 ° C Immediately after the accelerated cooling is stopped, reheating is performed to a temperature of 550 to 750 ° C. at a temperature rising rate of 2.0 ° C./s or more.
  • reheating immediately after stopping accelerated cooling means reheating at a temperature rising rate of 2.0 ° C./s or more within 120 seconds after stopping accelerated cooling.
  • the untransformed austenite is transformed into bainite and pseudopolygonal ferrite during reheating after the accelerated cooling, and C is discharged to the remaining untransformed austenite. It transforms into MA during air cooling after reheating.
  • the reheating temperature range is set to a range of 550 to 750 ° C.
  • the reheating start needs to be higher than the Bf point.
  • the manufacturing method of the present invention is used, sufficient MA can be obtained even if cooled immediately after reheating, so that a low yield ratio and a high uniform elongation can be achieved.
  • the temperature can be maintained within 30 minutes during reheating.
  • the cooling rate after reheating is preferably basically air cooling.
  • a heating device can be installed downstream of the cooling equipment for performing accelerated cooling.
  • the heating device it is preferable to use a gas burner furnace or an induction heating apparatus capable of rapid heating of the steel sheet.
  • the MA generation sites are increased through the refinement of austenite grains, and the MA is increased. It can be uniformly finely dispersed, and while maintaining a low yield ratio of 85% or less, the Charpy absorbed energy at ⁇ 30 ° C. can be improved to 200 J or more compared to the conventional case. Furthermore, in the present invention, since the coarsening of the MA is suppressed by increasing the heating rate of reheating after accelerated cooling, the equivalent circle diameter of the MA can be refined to 3.0 ⁇ m or less. Moreover, uniform elongation of 6% or more can be achieved.
  • the steel of the present invention has little MA decomposition, and a three-phase structure of bainite, MA and pseudopolygonal ferrite. It is possible to maintain a predetermined metal structure consisting of As a result, in the present invention, the yield stress (YS) increases due to strain aging even in a general steel pipe coating process (coating process) of 250 ° C. for 30 minutes even after a high temperature and a long thermal history.
  • the steel according to the present invention has a yield ratio of 85% even if it is subjected to a thermal history that deteriorates characteristics due to strain aging if it is a conventional steel.
  • Charpy absorbed energy at ⁇ 30 ° C .: 200 J or more can be secured.
  • uniform elongation of 6% or more can be achieved.
  • Steels (steel types A to J) having the composition shown in Table 1 were made into slabs by a continuous casting method, and thick steel plates (Nos. 1 to 16) having thicknesses of 20 and 33 mm were produced.
  • the heated slab was rolled by hot rolling, it was immediately cooled using a water-cooled accelerated cooling facility and reheated using an induction heating furnace or a gas combustion furnace.
  • the induction furnace was installed on the same line as the accelerated cooling equipment.
  • Table 2 shows the production conditions of each steel plate (No. 1 to 16).
  • temperature such as heating temperature, rolling completion temperature, cooling stop (end) temperature, and reheating temperature
  • the average temperature was calculated from the surface temperature of the slab or steel plate using parameters such as plate thickness and thermal conductivity.
  • the cooling rate is an average cooling rate obtained by dividing the temperature difference required for cooling to the cooling stop (end) temperature (460 to 630 ° C.) by the time required for the cooling after the hot rolling is completed.
  • the reheating rate (temperature increase rate) is the average temperature increase rate divided by the time required to reheat the temperature difference required for reheating to the reheating temperature (530 to 680 ° C.) after cooling. is there.
  • Tensile strength of 517 MPa or more was determined as the strength required for the present invention.
  • the yield ratio and uniform elongation were evaluated by the average value of two tensile test specimens having a full thickness in the rolling direction. A yield ratio of 85% or less and a uniform elongation of 6% or more were defined as the deformation performance required for the present invention.
  • the manufactured steel plate was held at 250 ° C. for 30 minutes and subjected to strain aging treatment, followed by the base material tensile test and Charpy impact test, and the weld heat affected zone (HAZ) Charpy impact test. Conducted and evaluated.
  • the evaluation criteria after the strain aging treatment were determined based on the same criteria as the evaluation criteria before the strain aging treatment described above.
  • the composition of components and the production method are all within the scope of the present invention, and before and after strain aging treatment at 250 ° C. for 30 minutes, the tensile strength is 517 MPa or higher, the yield ratio is 85% or less, and uniform. It had a low yield ratio of 6% or more and a high uniform elongation, and the toughness of the base metal and the weld heat affected zone was good.
  • the structure of the steel sheet is a structure in which MA is formed in two phases of pseudopolygonal ferrite and bainite.
  • the area fraction of MA is 3 to 20% and the equivalent circle diameter is 3.0 ⁇ m or less.
  • the rate was 5% or more and 70% or less.
  • the area fraction of MA was calculated
  • No. which is a comparative example. 8-13 although the component composition is within the scope of the present invention, the production method is outside the scope of the present invention, so the structure is outside the scope of the present invention, and either before or after the strain aging treatment at 250 ° C. for 30 minutes. However, the yield ratio and uniform elongation were insufficient or sufficient strength and toughness could not be obtained.
  • No. Nos. 14 to 16 have component compositions outside the scope of the present invention. No. 14 is the yield ratio and uniform elongation. No. 15 was out of the scope of the invention in terms of tensile strength, uniform elongation, and yield ratio. No. In No. 16, the weld heat affected zone (HAZ) toughness was out of the scope of the invention.

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Abstract

ＡＰＩ ５Ｌ Ｘ７０グレード以下の耐歪時効特性に優れた低降伏比、高強度および高靭性を有した鋼板及びその製造方法を提供する。具体的には、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０３～０．０６％、Ｓｉ：０．０１～１．０％、Ｍｎ：１．２～３．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．００５～０．０７％、Ｔｉ：０．００５～０．０２５％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｏ：０．００５％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、金属組織が、ベイナイトと、島状マルテンサイトと、擬ポリゴナルフェライトとの３相組織からなり、前記ベイナイトの面積分率を５～７０％、前記島状マルテンサイトの面積分率を３～２０％かつ円相当径を３．０μｍ以下、残部を前記擬ポリゴナルフェライトとした、２５０℃以下の温度で３０分以下の歪時効処理の前後における降伏比が８５％以下、－３０℃でのシャルピー吸収エネルギーが２００J以上であることを特徴とする耐歪時効特性に優れた低降伏比、高強度および高靭性を有した鋼板

Description

低降伏比、高強度および高靭性を有した鋼板及びその製造方法
　本発明は、主にラインパイプ（ｌｉｎｅ　ｐｉｐｅ）分野での使用に好適な、低降伏比、高強度および高靭性を有した鋼板（ｌｏｗ　ｙｉｅｌｄ　ｒａｔｉｏ，ｈｉｇｈ　ｓｔｒｅｎｇｔｈ　ａｎｄ　ｈｉｇｈ　ｔｏｕｇｈｎｅｓｓ　ｓｔｅｅｌ　ｐｌａｔｅ）とその製造方法に関するものであり、特に、耐歪時効特性（ｓｔｒａｉｎ　ａｇｅｉｎｇ　ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ）に優れた低降伏比、高強度および高靭性を有した鋼板とその製造方法に関する。
　近年、溶接構造用鋼材においては、高強度、高靱性に加え、耐震性（ｅａｒｔｈｑｕａｋｅ−ｐｒｏｏｆ）の観点から低降伏比化、高一様伸びが要求されている。一般に、鋼材の金属組織を、軟質相（ｓｏｆｔ　ｐｈａｓｅ）であるフェライト（ｆｅｒｒｉｔｅ）の中に、ベイナイト（ｂａｉｎｉｔｅ）やマルテンサイト（ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）などの硬質相（ｈａｒｄ　ｐｈａｓｅ）が適度に分散した組織にすることで、鋼材の低降伏比化および、高一様伸び化が可能であることが知られている。なお、ここで言う一様伸びは、均一伸びとも呼ばれ、引張試験において、試験片平行部がほぼ一様に変形する永久伸びの限界値を言う。通常、最大引張荷重に対応する永久伸びとして求められる。
　上記のような軟質相の中に硬質相が適度に分散した組織を得る製造方法として、特許文献１には、焼入れ（ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）（Ｑ）と焼戻し（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）（Ｔ）の中間に、フェライトとオーステナイト（ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）の２相域（ｔｗｏ−ｐｈａｓｅ，（γ＋α）ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ　ｒａｎｇｅ）からの焼入れ（Ｑ’）を施す熱処理方法が開示されている。
　特許文献２には、製造工程が増加することがない方法として、Ａｒ３温度以上で圧延終了後、鋼材の温度がフェライトが生成するＡｒ３変態点以下になるまで加速冷却の開始を遅らせる方法が開示されている。
　特許文献１、特許文献２に開示されている様な複雑な熱処理を行わずに低降伏比化を達成する技術として、特許文献３には、Ａｒ３変態点以上で鋼材の圧延を終了し、その後の加速冷却速度と冷却停止温度を制御することで、針状フェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ　ｆｅｒｒｉｔｅ）とマルテンサイトの２相組織とし、低降伏比化を達成する方法が開示されている。
　さらには、特許文献４には、鋼材の合金元素の添加量を大きく増加させることなく、低降伏比ならびに優れた溶接熱影響部（ｗｅｌｄｅｄ　ｈｅａｔ　ａｆｆｅｃｔｅｄ　ｚｏｎｅ）（ＨＡＺ）の靭性（ｔｏｕｇｈｎｅｓｓ）を達成する技術として、Ｔｉ／ＮやＣａ−Ｏ−Ｓバランスを制御しながら、フェライト、ベイナイトおよび、島状マルテンサイト（ｉｓｌａｎｄ　ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ，Ｍ−Ａ　ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）の３相組織とする方法が開示されている。
　また、特許文献５には、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏなどの合金元素の添加により、低降伏比かつ高一様伸び性能を達成する技術が開示されている。
　一方、ラインパイプに用いられるＵＯＥ鋼管や電縫鋼管（ｅｌｅｃｔｒｉｃ　ｗｅｌｄｅｄ　ｔｕｂｅ）のような溶接鋼管は、鋼板を冷間で管状へ成形して、突き合わせ部（ａｂｕｔｔｉｎｇ　ｓｕｒｆａｃｅ）を溶接後、通常防食等の観点から鋼管外面にポリエチレンコーティング（ｐｏｌｙｅｔｈｙｌｅｎｅ　ｃｏａｔｉｎｇ）や粉体エポキシコーティング（ｐｏｗｄｅｒ　ｅｐｏｘｙ　ｃｏａｔｉｎｇ）のようなコーティング処理が施されるため、製管時の加工歪みとコーティング処理時の加熱により歪時効が生じ、降伏応力が上昇し、鋼管における降伏比は鋼板における降伏比よりも大きくなってしまうという問題がある。これに対しては、たとえば、特許文献６および７には、ＴｉとＭｏを含有する複合炭化物の微細析出物、あるいは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのいずれか２種以上を含有する複合炭化物の微細析出物を活用した、耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度および高靱性を有した鋼管およびその製造方法が開示されている。
特開昭５５−９７４２５号公報 特開昭５５−４１９２７号公報 特開平１−１７６０２７号公報 特許４０６６９０５号公報　（特開２００５−４８２２４号公報） 特開２００８−２４８３２８号公報 特開２００５−６０８３９号公報 特開２００５−６０８４０号公報
　しかしながら、特許文献１に記載の熱処理方法では、二相域焼入れ温度を適当に選択することにより、低降伏比化が達成可能であるが、熱処理工程数が増加するため、生産性の低下や、製造コストの増加を招くという問題がある。
　また、特許文献２に記載の技術では、圧延終了から加速冷却開始までの温度域を放冷程度の冷却速度で冷却する必要があるため、生産性が極端に低下するという問題がある。
　さらには、特許文献３に記載の技術では、その実施例が示すように、引張強さで４９０Ｎ／ｍｍ２（５０ｋｇ／ｍｍ２）以上の鋼材とするために、鋼材の炭素含有量を高めるか、あるいはその他の合金元素の添加量を増やした成分組成とする必要があるため、素材コストの上昇を招くだけでなく、溶接熱影響部の靭性の劣化が問題となる。
　また、特許文献４記載の技術では、パイプラインなどに用いられる場合に要求される一様伸び性能についてはミクロ組織（ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）の影響など必ずしも明確となっていなかった。また、母材の低温靱性の評価は−１０℃において実施されているだけで、それよりも低温における靱性が要求される新しい用途においての適用可否は不明である。
　特許文献５に記載の技術では、合金元素の添加量を増やした成分組成とする必要があるため、素材コストの上昇を招くだけでなく、溶接熱影響部の靭性の劣化が問題となる。また、母材および溶接熱影響部の低温靱性の評価は−１０℃において実施されているだけである。
　特許文献６または７に記載の技術では、耐歪時効特性は改善されたものの、母材および溶接熱影響部の低温靱性の評価は−１０℃において実施されているだけである。
　また、特許文献１~７には、フェライト相が必須であるが、ＡＰＩ規格でＸ６０以上と高強度化するにつれて、フェライト相を含む場合、引張強度の低下を招き、強度を確保するためには合金元素の増量が必要となるため、合金コストの上昇や低温靱性の低下を招く恐れがあった。
　そこで、本発明は、このような従来技術の課題を解決し、高製造効率および、低コストで製造可能な、ＡＰＩ　５ＬＸ６０グレード以上、（ここでは、特に、Ｘ６５およびＸ７０グレード）の耐歪時効特性に優れた低降伏比、高強度および高靭性を有した鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは上記課題を解決するために、鋼板の製造方法、特に制御圧延及び制御圧延後の加速冷却とその後の再加熱という製造プロセスについて鋭意検討した結果、以下の知見を得た。
　（ａ）加速冷却過程でベイナイト変態（ｂａｉｎｉｔｅ　ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ）途中、すなわち未変態オーステナイト（ｎｏｎ−ｔｒａｎｓｆｏｒｍｅｄ　ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）が存在する温度領域で冷却を停止し、その後ベイナイト変態の終了温度（以下Ｂｆ点と呼ぶ）より高い温度から再加熱を行うことにより、鋼板の金属組織を、擬ポリゴナルフェライト（ｑｕａｓｉ−ｐｏｌｙｇｏｎａｌ　ｆｅｒｒｉｔｅｓ）、ベイナイトの２相の混合相中に硬質な島状マルテンサイト（以下ＭＡと呼ぶ）が均一に生成した組織とし、低降伏比化が可能である。なお、ここで言う擬ポリゴナルフェライトとは、「鋼のベイナイト写真集，日本鉄鋼協会基礎研究会ベイナイト調査研究部会編，（１９９２）」中のαｑ組織を指し、ポリゴナルフェライト（αＰ）よりも低温で生成し、ポリゴナルフェライトのような等軸状（ｅｑｕｉａｘｅｄ）の粒ではなく、不規則な多角形状（ｉｒｒｅｇｕｌａｒ　ｃｈａｎｇｅｆｕｌ　ｓｈａｐｅ）の粒であるという特徴を有する。
　特許文献１~７に開示された通常のフェライト相（狭義にはポリゴナルフェライトとも呼ばれる相）よりも低温で生成する擬ポリゴナルフェライトを活用することにより、伸びなど変形性能を損なわずに強度の低下を抑制できる。以下、特に断らない限りフェライトは、ポリゴナルフェライトのことを意味する。
　ＭＡは、たとえば３％ナイタール溶液（ｎｉｔａｌ：硝酸アルコール溶液）でエッチング後、電解エッチング（ｅｌｅｃｔｒｏｌｙｔｉｃ　ｅｔｃｈｉｎｇ）して観察すると、容易に識別可能である。走査型電子顕微鏡（ｓｃａｎｎｉｎｇ　ｅｌｅｃｔｒｏｎ　ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）（ＳＥＭ）で鋼板のミクロ組織を観察すると、ＭＡは白く浮き立った部分として観察される。
　（ｂ）オーステナイト安定化元素（ａｕｓｔｅｎｉｔｅ　ｓｔａｂｉｌｉｚｉｎｇ　ｅｌｅｍｅｎｔｓ）としてＭｎを適量添加することにより、未変態オーステナイトが安定化するため、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ等の焼入性向上元素を多量添加しなくても硬質なＭＡの生成が可能である。
　（ｃ）オーステナイト未再結晶温度域（ｎｏ−ｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ　ｒａｎｇｅ　ｉｎ　ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）の９００℃以下で５０％以上の累積圧下を加えることによりＭＡを均一微細分散させることができ、低降伏比を維持しながら、一様伸びを向上させることが可能である。
　（ｄ）さらに、上記（ｃ）のオーステナイト未再結晶温度域における圧延条件と、上記（ａ）の再加熱条件との両方を適切に制御することにより、ＭＡの形状を制御できる、すなわち、円相当径の平均値で３．０μｍ以下に微細化することができる。そして、その結果、従来鋼であれば時効により降伏比の劣化などが生じるような熱履歴を受けてもＭＡの分解が少なく、時効後も所望の組織形態および特性を維持することが可能である。
　本発明は上記の知見に更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明の要旨は、以下の通りである。
　第一の発明は、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０３~０．０６％、Ｓｉ：０．０１~１．０％、Ｍｎ：１．２~３．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．００５~０．０７％、Ｔｉ：０．００５~０．０２５％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｏ：０．００５％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、金属組織が、ベイナイトと、島状マルテンサイトと、擬ポリゴナルフェライトとの３相組織からなり、前記ベイナイトの面積分率が５~７０％、前記島状マルテンサイトの面積分率が３~２０％かつ円相当径が３．０μｍ以下、残部が前記擬ポリゴナルフェライトであり、降伏比が８５％以下、−３０℃でのシャルピー吸収エネルギーが２００Ｊ以上であり、さらに２５０℃以下の温度で３０分以下の歪時効処理を施した後においても降伏比が８５％以下、−３０℃でのシャルピー吸収エネルギーが２００Ｊ以上であることを特徴とする耐歪時効特性に優れた低降伏比、高強度および高靭性を有した鋼板である。
　第二の発明は、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃａ：０．０００５~０．００３％、Ｂ：０．００５％以下の中から選ばれる一種または二種以上を含有することを特徴とする第一の発明に記載の耐歪時効特性に優れた低降伏比、高強度および高靭性を有した鋼板である。
　第三の発明は、第一または第二の発明のいずれかに記載の鋼板が、さらに、一様伸びが６％以上であり、さらに２５０℃以下の温度で３０分以下の歪時効処理を施した後においても一様伸びが６％以上である鋼板である。
　第四の発明は、第一~第三の発明のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を、１０００~１３００℃の温度に加熱し、９００℃以下での累積圧下率が５０％以上となるようにＡｒ３温度以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で５００℃~６８０℃まで加速冷却を行い、その後直ちに２．０℃／ｓ以上の昇温速度で５５０~７５０℃まで再加熱を行うことを特徴とする耐歪時効特性に優れた低降伏比、高強度および高靭性を有した鋼板の製造方法である。
　本発明によれば、耐歪時効特性に優れた低降伏比、高強度および高靭性を有した鋼板を、溶接熱影響部の靭性を劣化させたり、多量の合金元素を添加することなく、低コストで製造することができる。このため主にラインパイプに使用する鋼板を、安価で大量に安定して製造することができ、生産性および経済性を著しく高めることができ産業上極めて有用である。
ＭＡの面積分率と母材の降伏比の関係を示す図である。 ＭＡの面積分率と母材の一様伸びの関係を示す図である。 ＭＡの円相当径と母材の靭性の関係を示す図である。
　以下に本発明の各構成要件の限定理由について説明する。
　１．成分組成について
　はじめに、本発明の鋼の成分組成を規定した理由を説明する。なお、成分％は、すべて質量％を意味する。
　Ｃ：０．０３~０．０６％
　Ｃは炭化物として析出強化に寄与し、且つＭＡ生成に重要な元素であるが、０．０３％未満の添加ではＭＡの生成に不十分であり、また十分な強度が確保できないおそれがある。０．０６％を超える添加は母材靭性および溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性を劣化させるため、Ｃ量は０．０３~０．０６％の範囲とする。好ましくは０．０４~０．０６％の範囲である。
　Ｓｉ：０．０１~１．０％
　Ｓｉは脱酸のため添加するが、０．０１％未満の添加では脱酸効果が十分でなく、１．０％を超えて添加すると、靭性や溶接性を劣化させるため、Ｓｉ量は０．０１~１．０％の範囲とする。好ましくは０．０１~０．３％の範囲である。
　Ｍｎ：１．２~３．０％
　Ｍｎは強度、靭性向上、更に焼入性を向上しＭＡ生成を促すために添加するが、１．２％未満の添加ではその効果が十分でなく、３．０％を超えて添加すると、靱性ならびに溶接性が劣化するため、Ｍｎ量は１．２~３．０％の範囲とする。成分や製造条件の変動によらず、安定してＭＡを生成するためには、１．８％以上の添加が望ましい。
　Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下
　本発明でＰ、Ｓは不可避的不純物であり、その量の上限を規定する。Ｐは、含有量が多いと中央偏析が著しく、母材靭性が劣化するため、Ｐ量は０．０１５％以下とする。Ｓは、含有量が多いとＭｎＳの生成量が著しく増加し、母材の靭性が劣化するため、Ｓ量は０．００５％以下とする。さらに好適には、Ｐは、０．０１０％以下、Ｓは、０．００２％以下の範囲である。
　Ａｌ：０．０８％以下
　Ａｌは脱酸剤として添加されるが、０．０１％未満の添加では脱酸効果が十分でなく、０．０８％を超えて添加すると鋼の清浄度が低下し、靱性が劣化するため、Ａｌ量は０．０８％以下とする。好ましくは、０．０１~０．０８％の範囲である。さらに好適には、０．０１~０．０５％の範囲である。
　Ｎｂ：０．００５~０．０７％
　Ｎｂは組織の微細粒化により靭性を向上させ、さらに固溶Ｎｂの焼入性向上により強度上昇に寄与する元素である。その効果は、０．００５％以上の添加で発現する。しかし、０．００５％未満の添加では効果がなく、０．０７％を超えて添加すると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｎｂ量は０．００５~０．０７％の範囲とする。さらに好適には、０．０１~０．０５％の範囲である。
　Ｔｉ：０．００５~０．０２５％
　ＴｉはＴｉＮのピニング効果（ｐｉｎｎｉｎｇ　ｅｆｆｅｃｔ）により、スラブ加熱時のオーステナイトの粗大化を抑制し、母材の靭性を向上させる重要な元素である。その効果は、０．００５％以上の添加で発現する。しかし、０．０２５％を超える添加は溶接熱影響部の靭性の劣化を招くため、Ｔｉ量は０．００５~０．０２５％の範囲とする。溶接熱影響部の靭性の観点からは、好ましくは、０．００５％以上０．０２％未満の範囲である。さらに好適には、０．００７~０．０１６％の範囲である。
　Ｎ：０．０１０％以下
　Ｎは不可避的不純物として扱うが、Ｎ量が０．０１０％を超えると、溶接熱影響部靭性が劣化するため、Ｎ量は０．０１０％以下とする。好ましくは０．００７％以下である。さらに好適には、０．００６％以下の範囲である。
　Ｏ：０．００５％以下
　本発明でＯは不可避的不純物であり、その量の上限を規定する。Ｏは粗大で靱性に悪影響を及ぼす介在物の生成の原因となるため、Ｏ量は０．００５％以下とする。さらに好適には、０．００３％以下の範囲である。
　以上が本発明の基本成分であるが、鋼板の強度・靱性をさらに改善し、且つ焼入性を向上させＭＡの生成を促す目的で、以下に示すＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃａ、Ｂの１種又は２種以上を含有してもよい。
　Ｃｕ：０．５％以下
　Ｃｕは、添加しなくてもよいが、添加することで鋼の焼入性向上に寄与するので添加してもよい。その効果を得るためには、０．０５％以上添加することが好ましい。しかし、０．５％以上の添加を行うと、靱性劣化が生じるため、Ｃｕを添加する場合は、Ｃｕ量は０．５％以下とすることが好ましい。さらに好適には、０．４％以下の範囲である。
　Ｎｉ：１％以下
　Ｎｉは、添加しなくてもよいが、添加することで鋼の焼入性の向上に寄与し、特に、多量に添加しても靱性の劣化を生じないため、強靱化に有効であることから、添加してもよい。その効果を得るためには、０．０５％以上添加することが好ましい。しかし、Ｎｉは高価な元素であるため、Ｎｉを添加する場合は、Ｎｉ量は１％以下とすることが好ましい。さらに好適には、０．４％以下の範囲である。
　Ｃｒ：０．５％以下
　Ｃｒは、添加しなくてもよいが、Ｍｎと同様に低Ｃでも十分な強度を得るために有効な元素であるので添加してもよい。その効果を得るためには、０．１％以上添加することが好ましいが、過剰に添加すると溶接性が劣化するため、添加する場合は、Ｃｒ量は０．５％以下とすることが好ましい。さらに好適には、０．４％以下の範囲である。
　Ｍｏ：０．５％以下
　Ｍｏは、添加しなくてもよいが、焼入性を向上させる元素であり、ＭＡ生成やベイナイト相を強化することで強度上昇に寄与する元素であるので添加してもよい。その効果を得るためには、０．０５％以上添加することが好ましい。しかし、０．５％を超えて添加すると、溶接熱影響部の靭性の劣化を招くことから、添加する場合には、Ｍｏ量は０．５％以下とすることが好ましく、さらに、溶接熱影響部の靭性の観点からＭｏ量は０．３％以下とすることがさらに好ましい。
　Ｖ：０．１％以下
　Ｖは、添加しなくてもよいが、焼入性を高め、強度上昇に寄与する元素であるので添加してもよい。その効果を得るためには、０．００５％以上添加することが好ましいが、０．１％を超えて添加すると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、添加する場合は、Ｖ量は０．１％以下とすることが好ましい。さらに好適には、０．０６％以下の範囲である。
　Ｃａ：０．０００５~０．００３％
　Ｃａは硫化物系介在物の形態を制御して靭性を改善するので添加してもよい。０．０００５％以上でその効果が現れ、０．００３％を超えると効果が飽和し、逆に清浄度を低下させて靭性を劣化させるため、添加する場合にはＣａ量は０．０００５~０．００３％の範囲とすることが好ましい。さらに好適には、０．００１~０．００３％の範囲である。
　Ｂ：０．００５％以下
　Ｂは強度上昇、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性の改善に寄与する元素であるので添加してもよい。その効果を得るためには、０．０００５％以上添加することが好ましいが、０．００５％を超えて添加すると溶接性を劣化させるため、添加する場合は、Ｂ量は０．００５％以下とすることが好ましい。さらに好適には、０．００３％以下の範囲である。
　なお、Ｔｉ量とＮ量の比であるＴｉ／Ｎを最適化することで、ＴｉＮ粒子により溶接熱影響部のオーステナイト粗大化を抑制することでき、良好な溶接熱影響部の靭性を得ることが出来るため、Ｔｉ／Ｎは２~８の範囲とすることが好ましく、２~５の範囲とすることがさらに好ましい。
　本発明の鋼板における上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の作用効果を害さない範囲であれば、上記以外の元素の含有を拒むものではない。たとえば、靱性改善の観点から、Ｍｇ：０．０２％以下、および／またはＲＥＭ（希土類金属）：０．０２％以下を含むことができる。
　次に、本発明の金属組織について説明する。
　２．金属組織について
　本発明では、面積分率５~７０％のベイナイトに加えて面積分率が３~２０％の島状マルテンサイト（ＭＡ）と残部に擬ポリゴナルフェライトを均一に含む金属組織とする。
　擬ポリゴナルフェライト、ベイナイトにＭＡが均一に生成した３相組織、すなわち、軟質な擬ポリゴナルフェライト、ベイナイトに、硬質なＭＡを含んだ複合組織とすることで、低降伏比化、高一様伸び化や低温靱性の改善を達成している。
　強度確保の観点から擬ポリゴナルフェライトの面積分率を１０％以上に、母材の靭性確保の観点からベイナイトの面積分率を５％以上とすることが望ましい。
　大変形を受ける地震地帯等へ適用される際には、低降伏比化に加え高一様伸び性能が要求されることがある。上記のような、軟質の擬ポリゴナルフェライト、ベイナイトと硬質のＭＡとの複相組織では、軟質相が変形を担うため、６％以上、好ましくは７％以上、より好ましくは、１０％以上の高一様伸び化が達成可能である。
　組織中のＭＡの割合は、ＭＡの面積分率（圧延方向や板幅方向等の鋼板の任意の断面におけるそれらのＭＡの面積の割合の平均値から算出）で、３~２０％とする。ＭＡの面積分率が３％未満では低降伏比化を達成するには不十分な場合があり、また２０％を超えると母材靱性を劣化させる場合がある。図１に、ＭＡの面積分率と母材の降伏比の関係を示す。ＭＡの面積分率が３％未満では降伏比８５％以下を達成することが困難であることが分かる。
　また、低降伏比化および高一様伸び化の観点から、ＭＡの面積分率は５~１５％とすることが望ましい。図２にＭＡの面積分率と母材の一様伸びの関係を示す。ＭＡの面積分率が３％未満では一様伸び６％以上を達成することが困難である。
なお、ＭＡの面積分率は、例えばＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）観察により得られた少なくとも４視野以上のミクロ組織写真を画像処理することによってＭＡの占めるそれらの面積分率の平均値から算出することができる。
　また、母材の靭性確保の観点からＭＡの円相当径は３．０μｍ以下とする。図３にＭＡの円相当径と母材の靭性の関係を示す。ＭＡの円相当径が３．０μｍ未満では、母材の−３０℃でのシャルピー吸収エネルギーを２００Ｊ以上とすることが困難となる。
なお、ＭＡの円相当径は、ＳＥＭ観察により得られたミクロ組織を画像処理し、個々のＭＡと同じ面積の円の直径を個々のＭＡについて求め、それらの直径の平均値として求めることができる。
　本発明では、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ等の高価な合金元素を多量に添加しなくてもＭＡを生成させるために、Ｍｎ、Ｓｉを添加し未変態オーステナイトを安定化させ、再加熱、その後の空冷（ａｉｒ　ｃｏｏｌｉｎｇ）中のパーライト変態（ｐｅａｒｌｉｔｉｃ　ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ）やセメンタイト生成（ｃｅｍｅｎｔｉｔｅ　ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ）を抑制することが重要である。
また、フェライト生成を抑制する観点から、冷却の開始温度はＡｒ３温度以上であることが好ましい。
　本発明における、ＭＡ生成のメカニズム（ｍｅｃｈａｎｉｓｍ）は概略以下の通りである。詳細な製造条件は後述する。
　スラブ（ｓｌａｂ）を加熱後、オーステナイト領域で圧延を終了し、その後Ａｒ３変態温度以上で加速冷却（ａｃｃｅｌｅｒａｔｅｄ　ｃｏｏｌｉｎｇ）を開始する。
　加速冷却をベイナイト変態途中すなわち未変態オーステナイトが存在する温度域で終了し、その後ベイナイト変態の終了温度（Ｂｆ点）より高い温度から再加熱を行い、その後冷却する製造プロセスにおいて、そのミクロ組織の変化は次の通りである。
　加速冷却終了時のミクロ組織はベイナイトと擬ポリゴナルフェライト、未変態オーステナイトである。その後、Ｂｆ点より高い温度から再加熱を行うことで未変態オーステナイトからベイナイトおよび擬ポリゴナルフェライトへの変態が生じるが、ベイナイトおよび擬ポリゴナルフェライトはＣ固溶可能量（ａｍｏｕｎｔ　ｏｆ　ｓｏｌｉｄ　ｓｏｌｕｔｉｏｎ　ｏｆ　ｃａｒｂｏｎ）が少ないためＣが周囲の未変態オーステナイトへ排出される。
　そのため、再加熱時のベイナイトおよび擬ポリゴナルフェライト変態の進行に伴い、未変態オーステナイト中のＣ量が増加する。このとき、オーステナイト安定化元素である、Ｃｕ、Ｎｉ等が一定以上含有されていると、再加熱終了時でもＣが濃縮した未変態オーステナイトが残存し、再加熱後の冷却でＭＡへと変態し、最終的にベイナイト、擬ポリゴナルフェライトの２相組織の中に、ＭＡが生成した組織となる。
　本発明では、加速冷却後、未変態オーステナイトが存在する温度域から再加熱を行うことが重要であり、再加熱開始温度がＢｆ点以下となるとベイナイト変態および擬ポリゴナルフェライト変態が完了し未変態オーステナイトが存在しなくなるため、再加熱開始はＢｆ点より高い温度とする必要がある。
　また、再加熱後の冷却については、ＭＡの変態に影響を与えないため特に規定しないが、基本的に空冷とすることが好ましい。本発明では、Ｍｎを一定量添加した鋼を用い、ベイナイト変態および擬ポリゴナルフェライト変態途中で加速冷却を停止し、その後直ちに連続的に再加熱を行うことで、製造効率（ｍａｎｕｆａｃｔｕｒｉｎｇ　ｅｆｆｉｃｉｅｎｃｙ）を低下させることなく硬質なＭＡを生成させることができる。
　なお、本発明に係る鋼では、金属組織が、擬ポリゴナルフェライトとベイナイトの２相に一定量のＭＡを均一に含む組織であるが、本発明の作用効果を損なわない程度で、その他の組織や析出物を含有するものも、本発明の範囲に含む。
　具体的には、フェライト、パーライトやセメンタイトなどが１種または２種以上混在する場合は、強度が低下する。しかし、擬ポリゴナルフェライト、ベイナイトおよびＭＡ以外の組織の面積分率が低い場合は強度の低下の影響が無視できるため、組織全体に対する合計の面積分率で３％以下であれば、擬ポリゴナルフェライトとベイナイトとＭＡとの３種以外の金属組織を、すなわちフェライト（具体的には、ポリゴナルフェライト）、パーライトやセメンタイト等を１種または２種以上含有してもよい。
　以上述べた金属組織は、上述した組成の鋼を用いて、以下に述べる方法で製造することにより得ることができる。
　３．製造条件について
　上述した組成を有する鋼を、転炉（ｓｔｅｅｌ　ｃｏｎｖｅｒｔｅｒ）、電気炉（ｅｌｅｃｔｒｉｃ　ｆｕｒｎａｃｅ）等の溶製手段で常法により溶製し、連続鋳造法（ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ　ｃａｓｔｉｎｇ）または造塊~分塊法等で常法によりスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。なお、溶製方法、鋳造法については上記した方法に限定されるものではない。その後、性能所望の形状に圧延し、圧延後に、冷却および加熱を行う。
　なお、本発明において、加熱温度、圧延終了温度（ｆｉｎｉｓｈｉｎｇ　ｒｏｌｌｉｎｇ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）、冷却終了温度（ｆｉｎｉｓｈｉｎｇ　ｃｏｏｌｉｎｇ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）および、再加熱温度（ｒｅｈｅａｔｉｎｇ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）等の温度は鋼板の平均温度とする。平均温度は、スラブもしくは鋼板の表面温度より、板厚、熱伝導率（ｔｈｅｒｍａｌ　ｃｏｎｄｕｃｔｉｖｉｔｙ）等のパラメーター（ｐａｒａｍｅｔｅｒ）を考慮して、計算により求めたものである。また、冷却速度（ｃｏｏｌｉｎｇ　ｒａｔｅ）は、熱間圧延終了後、冷却終了温度（５００~６８０℃）まで冷却に必要な温度差をその冷却を行うのに要した時間で割った平均冷却速度である。
　また、昇温速度（ｈｅａｔｉｎｇ　ｒａｔｅ）は、冷却後、再加熱温度（５５０~７５０℃）までの再加熱に必要な温度差を再加熱するのに要した時間で割った平均昇温速度である。以下、各製造条件について詳しく説明する。
　なお、Ａｒ３温度は、以下の式より計算される値を用いる。
Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ
　加熱温度（ｈｅａｔｉｎｇ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）：１０００~１３００℃
　加熱温度が１０００℃未満では炭化物の固溶が不十分で必要な強度が得られず、１３００℃を超えると母材靭性が劣化するため、加熱温度は、１０００~１３００℃の範囲とする。
　圧延終了温度：Ａｒ３温度以上
　圧延終了温度がＡｒ３温度未満であると、その後のフェライト変態速度が低下するため、再加熱時の未変態オーステナイトへのＣの濃縮が不十分となりＭＡが生成しない。そのため圧延終了温度をＡｒ３温度以上とする。
　９００℃以下の累積圧下率（ａｃｃｕｍｕｌａｔｉｖｅ　ｒｏｌｌｉｎｇ　ｒｅｄｕｃｔｉｏｎ）：５０％以上
　この条件は、本発明において重要な製造条件の一つである。９００℃以下という温度域は、オーステナイト未再結晶温度域に相当する。この温度域における累積圧下率を５０％以上とすることにより、オーステナイト粒を微細化することができるので、その後、旧オーステナイト粒界（ｐｒｉｏｒ　ａｕｓｔｅｎｉｔｅ　ｇｒａｉｎ　ｂｏｕｎｄａｒｉｅｓ）に生成するＭＡの生成サイトが増え、ＭＡの粗大化の抑制に寄与する。
　９００℃以下の累積圧下率が５０％未満であると、生成するＭＡの円相当径が３．０μｍを超えるため、一様伸びが低下したり母材の靭性が低下したり場合がある。そのため９００℃以下の累積圧下率を５０％以上とする。
　冷却速度：５℃／ｓ以上、冷却停止温度：５００~６８０℃
　圧延終了後、直ちに加速冷却を実施する。冷却開始温度がＡｒ３温度以下となりポリゴナルフェライト（ｐｏｌｙｇｏｎａｌ　ｆｅｒｒｉｔｅ）が生成すると、強度低下が起こり、且つＭＡの生成も起こりにくくなるため、冷却開始温度をＡｒ３温度以上とすることが好ましい。
　冷却速度は５℃／ｓ以上とする。冷却速度が５℃／ｓ未満では冷却時にパーライトを生成するため、十分な強度や低降伏比が得られない。よって、圧延終了後の冷却速度は、５℃／ｓ以上とする。
　本発明では、加速冷却によりベイナイトおよび擬ポリゴナルフェライト変態領域まで過冷する（ｓｕｐｅｒｃｏｏｌｉｎｇ）ことにより、その後の再加熱時に温度保持することなく、再加熱時のベイナイトおよび擬ポリゴナルフェライト変態を完了させることが可能である。
　冷却停止温度は５００~６８０℃とする。本プロセスは本発明において、重要な製造条件である。本発明では再加熱後に存在するＣの濃縮した未変態オーステナイトがその後の空冷時にＭＡへと変態する。
　すなわち、ベイナイトおよび擬ポリゴナルフェライト変態途中の未変態オーステナイトが存在する温度域で冷却を停止する必要がある。冷却停止温度が５００℃未満では、ベイナイトおよび擬ポリゴナルフェライト変態が完了するため空冷時にＭＡが生成せず低降伏比化が達成できない。６８０℃を超えると冷却中に析出するパーライトにＣが消費されＭＡが生成しないため、加速冷却停止温度を
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000001
面積分率を確保する観点からは、好ましくは５５０~６６０℃である。この加速冷却については、任意の冷却設備（ｃｏｏｌｉｎｇ　ｓｙｓｔｅｍ）を用いることが可能である。
　加速冷却後の昇温速度：２．０℃／ｓ以上、再加熱温度：５５０~７５０℃
加速冷却停止後、直ちに２．０℃／ｓ以上の昇温速度で５５０~７５０℃の温度まで再加熱を行う。
　ここで、加速冷却停止後、直ちに再加熱するとは、加速冷却停止後、１２０秒以内に２．０℃／ｓ以上の昇温速度で再加熱することを言う。
　本プロセスも本発明において重要な製造条件である。前記加速冷却後の再加熱時に未変態オーステナイトがベイナイトおよび擬ポリゴナルフェライトへと変態し、それに伴い、残る未変態オーステナイトへＣが排出されることにより、このＣが濃化した未変態オーステナイトは、再加熱後の空冷時にＭＡへと変態する。
　ＭＡを得るためには、加速冷却後Ｂｆ点より高い温度から５５０~７５０℃の温度域まで再加熱する必要がある。
　昇温速度が２．０℃／ｓ未満では、目的の再加熱温度に達するまでに長時間を要するため製造効率が悪化し、またＭＡの粗大化を招く場合があり、十分な低降伏比、靭性あるいは一様伸びを得ることができない。この機構は必ずしも明確ではないが、再加熱の昇温速度を２℃／ｓ以上と大きくすることにより、Ｃ濃縮領域の粗大化を抑制し、再加熱後の冷却過程で生成するＭＡの粗大化が抑制されるものと考えられる。
　再加熱温度が５５０℃未満ではベイナイト変態および擬ポリゴナルフェライト変態が十分起こらずＣの未変態オーステナイトへの排出が不十分となり、ＭＡが生成せず低降伏比化が達成できない。再加熱温度が７５０℃を超えるとベイナイトの軟化により十分な強度が得られないため、再加熱の温度域を５５０~７５０℃の範囲とする。
　本発明では、加速冷却後、未変態オーステナイトが存在する温度域から再加熱を行うことが重要であり、再加熱開始温度がＢｆ点以下となるとベイナイトおよび擬ポリゴナルフェライト変態が完了し未変態オーステナイトが存在しなくなるため、再加熱開始はＢｆ点より高い温度とする必要がある。
　確実にベイナイト変態および擬ポリゴナルフェライト変態させるＣを未変態オーステナイトへ濃化させるためには、再加熱開始温度より５０℃以上昇温することが望ましい。再加熱温度において、特に温度保持時間を設定する必要はない。
　本発明の製造方法を用いれば再加熱後直ちに冷却しても、十分なＭＡが得られるため、低降伏比化、高一様伸び化が達成できる。しかし、よりＣの拡散を促進させＭＡ体積分率を確保するために、再加熱時に、３０分以内の温度保持を行うことができる。
　３０分を超えて温度保持を行うと、ベイナイト相において回復が起こり強度が低下する場合がある。また、再加熱後の冷却速度は基本的には空冷とすることが好ましい。
加速冷却後の再加熱を行うための設備として、加速冷却を行うための冷却設備の下流側に加熱装置を設置することができる。加熱装置としては、鋼板の急速加熱が可能であるガス燃焼炉（ｇａｓ　ｂｕｒｎｅｒ　ｆｕｒｎａｃｅ）や誘導加熱装置（ｉｎｄｕｃｔｉｏｎ　ｈｅａｔｉｎｇ　ａｐｐａｒａｔｕｓ）を用いる事が好ましい。
　以上、述べたように、本発明においては、まず、オーステナイト未再結晶温度域の９００℃以下で５０％以上の累積圧下を加えることにより、オーステナイト粒の微細化を通じてＭＡ生成サイトを増やし、ＭＡを均一微細分散させることができ、８５％以下の低降伏比を維持しながら、−３０℃でのシャルピー吸収エネルギーが２００Ｊ以上と従来に比べ向上させることができる。さらに、本発明においては、加速冷却後の再加熱の昇温速度を大きくすることにより、ＭＡの粗大化を抑制するので、ＭＡの円相当径を３．０μｍ以下に微細化することができる。また、一様伸び６％以上を達成することができる。
　これにより、従来鋼であれば歪時効により特性劣化するような熱履歴（ｔｈｅｒｍａｌ　ｈｉｓｔｏｒｙ）を受けても、本発明鋼ではＭＡの分解が少なく、ベイナイトとＭＡと擬ポリゴナルフェライトとの３相組織からなる所定の金属組織を維持することが可能となる。その結果、本発明においては、２５０℃で３０分という、一般的な鋼管のコーティング工程（ｃｏａｔｉｎｇ　ｐｒｏｃｅｓｓ）では高温かつ長時間に相当する熱履歴を経ても、歪時効による降伏応力（ＹＳ）上昇や、これに伴う降伏比の上昇や一様伸びの低下を抑制することができ、従来鋼であれば歪時効により特性劣化するような熱履歴を受けても、本発明鋼では降伏比：８５％以下、−３０℃でのシャルピー吸収エネルギー：２００Ｊ以上を確保することができる。また、一様伸び６％以上を達成することができる。
表１に示す成分組成の鋼（鋼種Ａ~Ｊ）を連続鋳造法によりスラブとし、板厚２０、３３ｍｍの厚鋼板（Ｎｏ．１~１６）を製造した。
　加熱したスラブを熱間圧延により圧延した後、直ちに水冷型の加速冷却設備を用いて冷却を行い、誘導加熱炉またはガス燃焼炉を用いて再加熱を行った。誘導加熱炉は加速冷却設備と同一ライン上に設置した。
　各鋼板（Ｎｏ．１~１６）の製造条件を表２に示す。なお、加熱温度、圧延終了温度、冷却停止（終了）温度および、再加熱温度等の温度は鋼板の平均温度とした。平均温度は、スラブもしくは鋼板の表面温度より、板厚、熱伝導率等のパラメータを用いて計算により求めた。
また、冷却速度は、熱間圧延終了後、冷却停止（終了）温度（４６０~６３０℃）までの冷却に必要な温度差をその冷却を行うのに要した時間で除した平均冷却速度である。また、再加熱速度（昇温速度）は、冷却後、再加熱温度（５３０~６８０℃）までの再加熱に必要な温度差を再加熱するのに要した時間で除した平均昇温速度である。
　以上のようにして製造した鋼板の機械的性質（ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ　ｐｒｏｐｅｒｔｙ）を測定した。測定結果を表３に示す。引張強度は、圧延方向（ｒｏｌｌｉｎｇ　ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）に直角方向の全厚の引張試験片（ｔｅｎｓｉｏｎ　ｔｅｓｔ　ｓｐｅｃｉｍｅｎ）を２本採取し、引張試験を行い、その平均値で評価した。
　引張強度５１７ＭＰａ以上（ＡＰＩ　５Ｌ　Ｘ６０以上）を本発明に必要な強度とした。降伏比、一様伸びは、圧延方向の全厚の引張試験片（ｔｅｎｓｉｏｎ　ｔｅｓｔ　ｓｐｅｃｉｍｅｎ）を２本採取し、引張試験を行い、その平均値で評価した。降伏比８５％以下、一様伸び６％以上を本発明に必要な変形性能とした。
　母材靭性については、圧延方向に直角方向のフルサイズシャルピーＶノッチ試験片を３本採取し、シャルピー試験を行い、−３０℃での吸収エネルギーを測定し、その平均値を求めた。−３０℃での吸収エネルギーが２００Ｊ以上のものを良好とした。
　溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性については、再現熱サイクル装置（Ｒｅｐｒｏｄｕｃｉｎｇ　Ａｐｐａｒａｔｕｓ　ｏｆ　Ｗｅｌｄ　Ｔｈｅｒｍａｌ　Ｃｙｃｌｅｓ）によって入熱４０ｋＪ／ｃｍに相当する熱履歴を加えた試験片を３本採取し、シャルピー衝撃試験（Ｃｈａｒｐｙ　ｉｍｐａｃｔ　ｔｅｓｔ）を行った。そして、−３０℃での吸収エネルギー（ａｂｓｏｒｂｅｄ　ｅｎｅｒｇｙ）を測定し、その平均値を求めた。−３０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上のものを良好とした。
　なお、製造した鋼板を２５０℃にて３０分間保持して、歪時効処理（ｓｔｒａｉｎ　ａｇｅｉｎｇ　ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）した後、母材の引張試験およびシャルピー衝撃試験、溶接熱影響部（ＨＡＺ）のシャルピー衝撃試験を同様に実施し、評価した。なお、歪時効処理後の評価基準は、上述した歪時効処理前の評価基準と同一の基準で判定した。
　表３において、発明例であるＮｏ．１~７はいずれも、成分組成および製造方法が本発明の範囲内であり、２５０℃にて３０分間の歪時効処理前後で、引張強度５１７ＭＰａ以上の高強度で降伏比８５％以下、一様伸び６％以上の低降伏比、高一様伸びであり、母材ならびに溶接熱影響部の靭性は良好であった。
　また、鋼板の組織は擬ポリゴナルフェライト、ベイナイトの２相にＭＡが生成した組織であり、ＭＡの面積分率は３~２０％かつ円相当径３．０μｍ以下の範囲内、ベイナイトは面積分率５％以上７０％以下であった。なお、ＭＡの面積分率は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察したミクロ組織から画像処理により求めた。
　一方、比較例であるＮｏ．８~１３は、成分組成は本発明の範囲内であるが、製造方法が本発明の範囲外であるため、組織が本発明の範囲外となり、２５０℃、３０分の歪時効処理前後のいずれにおいても、降伏比、一様伸びが不十分か十分な強度、靭性が得られなかった。Ｎｏ．１４~１６は成分組成が本発明の範囲外であるので、Ｎｏ．１４は降伏比、一様伸びが、Ｎｏ．１５は引張強度、一様伸び、降伏比が何れも発明の範囲外となった。
Ｎｏ．１６は、溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性が発明の範囲外となった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004

Claims (4)

  1. 　成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０３~０．０６％、Ｓｉ：０．０１~１．０％、Ｍｎ：１．２~３．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．００５~０．０７％、Ｔｉ：０．００５~０．０２５％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｏ：０．００５％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、金属組織が、ベイナイトと、島状マルテンサイトと、擬ポリゴナルフェライトとの３相組織からなり、前記ベイナイトの面積分率が５~７０％、前記島状マルテンサイトの面積分率が３~２０％かつ円相当径が３．０μｍ以下、残部が前記擬ポリゴナルフェライトであり、降伏比が８５％以下、−３０℃でのシャルピー吸収エネルギーが２００Ｊ以上であり、さらに２５０℃以下の温度で３０分以下の歪時効処理を施した後においても降伏比が８５％以下、−３０℃でのシャルピー吸収エネルギーが２００Ｊ以上である鋼板。
  2. 　請求項１に記載の鋼板が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃａ：０．０００５~０．００３％、Ｂ：０．００５％以下の中から選ばれる一種または二種以上を含有する鋼板。
  3. 　請求項１または請求項２のいずれかに記載の鋼板が、さらに、一様伸びが６％以上であり、さらに２５０℃以下の温度で３０分以下の歪時効処理を施した後においても一様伸びが６％以上である鋼板。
  4. 　請求項１~３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を、１０００~１３００℃の温度に加熱し、９００℃以下での累積圧下率が５０％以上となるようにＡｒ３温度以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で５００℃~６８０℃まで加速冷却を行い、その後直ちに２．０℃／ｓ以上の昇温速度で５５０~７５０℃まで再加熱を行う鋼板の製造方法。
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