JP2008261046A - High-tensile steel excellent in weldability and plastic deformability, and cold-formed steel pipe formed therefrom - Google Patents

High-tensile steel excellent in weldability and plastic deformability, and cold-formed steel pipe formed therefrom Download PDF

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Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a high-tensile steel which stably satisfies a yield ratio of 85% or less even without being subjected to an SR (stress-relieving)treatment even when subjected to severe deformation processings such as (bending working, tensile working, and compressive working) so as to be applicable to e.g., a cold-formed circular steel pipe, has good toughness and weldability, and has a tensile strength of 490 MPa or more and to provide a low-yield-ratio cold-formed steel pipe obtained therefrom. <P>SOLUTION: The steel is one having a chemical composition with a specified CEN value defined by the formula: CEN=[C]+A(c)*ä[Si]/24+[Mn]/6+[Cu]/15+[Ni]/20+([Cr]+[Mo]+[Nb]+[V])/5}, wherein the microstructure of the steel comprises 65-85% by area polygonal ferrite phase, 5-20% by area band-like pearlite phase, and 3-15% by area granular martensitic phase present along ferrite grain boundaries, and the average circle-equivalent diameter of the polygonal ferrite phase is 10-40 μm. In the formula, A(c)=0.75+0.25*tanhä20([C]-0.12)}, and [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [Nb], and [V] are the contents (mass%) of C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, Nb, and V, respectively. <P>COPYRIGHT: (C)2009,JPO&INPIT

Description

本発明は、溶接性に優れ低降伏比で引張強さが４９０ＭＰａ以上の高張力鋼材、およびこうした鋼材から得られる冷間成形鋼管に関するものであり、特に耐震性に優れたＣＦＴ（Ｃｏｎｃｒｅｔｅ−Ｆｉｌｌｅｄ Ｔｕｂｅ）構造の建築物に好適に用いることのできる４９０ＭＰａ以上の高張力鋼材および冷間成形鋼管に関するものである。   The present invention relates to a high-tensile steel material having excellent weldability, a low yield ratio, and a tensile strength of 490 MPa or more, and a cold-formed steel pipe obtained from such a steel material, and in particular, a CFT (Concrete-Filled Tube) excellent in earthquake resistance. ) It relates to a high-strength steel material of 490 MPa or higher and a cold-formed steel pipe that can be suitably used for structural buildings.

新耐震設計法の改正（１９８１年）によって、建築分野では大地震時に鋼材の塑性変形を許容し、地震のエネルギーを吸収して構造物の倒壊を防止するという設計概念が高層建築物を中心に取り入れられるようになり、そのために鋼材に必要な特性として低降伏比が求められるようになってきた。   With the revision of the new seismic design method (1981), in the building field, the design concept that allows plastic deformation of steel materials in the event of a large earthquake and absorbs the energy of the earthquake to prevent the collapse of the structure is centered on high-rise buildings. As a result, a low yield ratio has been demanded as a necessary characteristic for steel materials.

建築構造物には、優れた耐震性や耐火性が要求されており、特に耐震性に優れたＣＦＴ構造の建築物を構築するには、高強度、低降伏比で優れた溶接性を発揮する冷間成形鋼管が必要になる。   Building structures are required to have excellent seismic resistance and fire resistance, and in particular, to build CFT structures with excellent earthquake resistance, they exhibit excellent weldability with high strength and low yield ratio. A cold-formed steel pipe is required.

建築構造物の柱材に使用される円形鋼管には、耐震安全性の観点から降伏比ＹＲ（＝降伏強度ＹＳ／引張強度ＴＳ）を８５（％）以下とすることが要求されている。一方、冷間成形によって鋼管を製造する方法としては、ラインパイプ用鋼管に適用されているＵＯＥ成形法（Ｕｉｎｇ ｐｒｅｓｓ−Ｏｉｎｇ ｐｒｅｓｓ−ｅｘｐａｎｄｅｒ法）の他、プレスベンド冷間成形法（以下、単に「プレスベンド法」と呼ぶことがある）が基本的に採用されている。   From the viewpoint of seismic safety, a circular steel pipe used for a column of a building structure is required to have a yield ratio YR (= yield strength YS / tensile strength TS) of 85 (%) or less. On the other hand, as a method of manufacturing a steel pipe by cold forming, in addition to a UOE forming method (Uing press-Oing press-expander method) applied to a steel pipe for line pipes, a press bend cold forming method (hereinafter, simply “ The “press bend method” is sometimes used.

上記成形法のうち、ＵＯＥ成形法では高能率で精度の高い加工が可能であるが、設備能力の限界から、鋼板厚さｔが４０ｍｍ未満で、ｔ／Ｄ（Ｄ：円形鋼管の外径）が０．０５未満の場合に限られたものとなる。これに対してプレスベンド法は、鋼板の一部を（直線部）を型押し曲げ加工し、順次型押し位置を移動させて円形に成形する方法であり、加工能力が高い方法である。従って、建築構造物の柱材に使用されるような、鋼板厚さｔが４０ｍｍ以上の厚鋼板でｔ／Ｄが０．０５〜０．１０のような強加工が要求される鋼管の成形には、プレスベンド法が適用されることになる。   Among the above forming methods, the UOE forming method allows high-efficiency and high-precision processing, but due to the limitations of equipment capacity, the steel sheet thickness t is less than 40 mm, and t / D (D: outer diameter of the circular steel pipe) Is limited to cases where the value is less than 0.05. On the other hand, the press bend method is a method in which a part of a steel plate is stamped and bent (straight line portion), and the stamping position is sequentially moved to form a circular shape, which is a method with high processing capability. Therefore, it is used for forming a steel pipe that is used for a pillar of a building structure and requires a strong work such as a thickness of 0.05 to 0.10 with a steel plate thickness t of 40 mm or more. The press bend method is applied.

こうしたプレスベンド法で、ｔ／Ｄが０．０５以上となるような曲げ成形を行った場合には、大きな曲げ歪み（ε）［曲げ外面側（ｔ／４）での平均歪み（計算値）で２．４〜４．５％程度］が付与されることになり、降伏比ＹＲの上昇が大きくなって、引張強さが４９０ＭＰａ級の鋼材であっても８５％を超えてしまうことが多いので、成形後（製管後）の鋼管には残留応力の除去を目的とした焼鈍（Ｓｔｒｅｓｓ Ｒｅｌｉｅｖｉｎｇ：ＳＲ処理）を施さざるを得ず、高コスト化、工期の長期化および生産性の低下を招いていた。   When bending is performed so that t / D is 0.05 or more by such a press bend method, a large bending strain (ε) [average strain on the bending outer surface side (t / 4) (calculated value) In about 2.4 to 4.5%], the increase in the yield ratio YR increases, and even if the tensile strength is 490 MPa grade steel, it often exceeds 85%. Therefore, after forming (after pipe making), the steel pipe must be annealed (Stress Relieving: SR treatment) for the purpose of removing residual stress, resulting in higher cost, longer construction period and lower productivity. I was invited.

また冷間成形後に熱処理を行なわない方法では、加工度（ｔ／Ｄ）が小さい（例えば、０．０５未満）鋼管では、降伏比ＹＲを８５％以下に確保できても、加工度（ｔ／Ｄ）が大きくなると（例えば、０．０５以上）、降伏比ＹＲを８５％以下に確保した鋼管は製造できないのが実情である。   Further, in a method in which heat treatment is not performed after cold forming, in a steel pipe having a small workability (t / D) (for example, less than 0.05), even if the yield ratio YR can be secured to 85% or less, the workability (t / D When D) increases (for example, 0.05 or more), it is a fact that a steel pipe having a yield ratio YR of 85% or less cannot be manufactured.

こうしたことから、鋼板段階において、冷間加工による降伏比ＹＲの上昇分を予め下げておくことが有効であり、降伏比ＹＲの目標値としては７５％以下に設定されることになる。   For these reasons, it is effective to lower the increase in the yield ratio YR by cold working in advance at the steel sheet stage, and the target value of the yield ratio YR is set to 75% or less.

冷間成形鋼管やこうした鋼管に適用する鋼板に関する技術として、これまでにも様々なものが提案されている。こうした技術としては、例えば特許文献１〜３には、４９０ＭＰａ級の建築用低降伏比鋼管に用いる鋼板を製造する技術が提案されている。   Various technologies have been proposed so far as technologies relating to cold-formed steel pipes and steel plates applied to such steel pipes. As such a technique, for example, Patent Documents 1 to 3 propose a technique for manufacturing a steel sheet used for a 490 MPa class low yield ratio steel pipe for construction.

このうち特許文献１の技術は、Ｃ：０．０１〜０．３０％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜３％、Ａｌ：０．００５〜０．２０％を夫々含み、残部鉄および不可避的不純物からなる鋼を鋼片とし、該鋼片を熱間圧延に際して、９５０℃以下の累積圧下率を３０％以上とし、且つ全熱間圧延工程中に少なくとも１回以上のクロスローリングを施して圧延し、次にＡｒ3変態点と（Ａｃ3変態点＋１００℃）の間の温度で加熱後焼入れし（Ｑ）、更にＡｃ1変態点とＡｃ3変態点との間の温度で加熱後空冷（焼準：Ｎ’）することが開示されている。 Among them, the technology of Patent Document 1 includes C: 0.01 to 0.30%, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 0.5 to 3%, Al: 0.005 to 0.20%. Steel, the balance iron and unavoidable impurities are used as steel slabs, and when the steel slabs are hot-rolled, the cumulative reduction ratio of 950 ° C. or lower is 30% or more, and at least 1 during the total hot-rolling process. More than once rolling and rolling, and then heating and quenching at a temperature between Ar 3 transformation point and (Ac 3 transformation point + 100 ° C.) (Q), and further, Ac 1 transformation point and Ac 3 transformation point And air cooling (normalization: N ′) after heating at a temperature of between.

この技術では、熱処理方法を上記のように（Ｑ−Ｎ’）として、微細なフェライトとマルテンサイトの混合組織を形成することを特徴とするものである。しかしながらこの技術では、引張強さが４９０〜５９０ＭＰａ級鋼として、板厚：２０〜３５ｍｍでの降伏比ＹＲが夫々７６％、７９％といずれも高くなっており（例えば、第１表、実施例１１、第３表の実施例１７）、強加工後において降伏比ＹＲの目標値（８５％以下）を安定して満足するには至らないものである。   This technique is characterized in that the heat treatment method is (Q-N ') as described above and a mixed structure of fine ferrite and martensite is formed. However, in this technique, the tensile strength is 490 to 590 MPa class steel, and the yield ratio YR at a plate thickness of 20 to 35 mm is as high as 76% and 79%, respectively (for example, Table 1, Examples) 11, Example 17 of Table 3), and the target value (85% or less) of the yield ratio YR cannot be stably satisfied after strong working.

また特許文献２には、Ｃ：０．１０〜０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．７〜１．８％、Ｔｉ：０．００９〜０．０１２％、Ａｌ：０．００５〜０．１％およびＮ：０．００２〜０．００６％を夫々含むと共に、Ｃｕ：０．３％以下、Ｎｉ：０．３％以下、Ｃｒ：０．２％以下、Ｍｏ：０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以下、Ｖ：０．０１％以下に夫々規制し、且つ炭素当量Ｃｅｑ［＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４（％）］が０．４０％以下であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼スラブを９５０〜１１５０℃の範囲に加熱し、オーステナイトの再結晶域で全圧下率６０％以上を確保し、且つ該再結晶温度域で圧延した後、鋼板の温度がＡｒ3変態点温度以上から２〜２０℃／秒以上の冷却速度で４５０〜６００℃の温度範囲まで冷却し、フェライトとベイナイトとの混合組織とした低降伏比高強度高靭性鋼板の製造方法について開示されている。 In Patent Document 2, C: 0.10 to 0.18%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.7 to 1.8%, Ti: 0.009 to 0.012% Al: 0.005 to 0.1% and N: 0.002 to 0.006%, Cu: 0.3% or less, Ni: 0.3% or less, Cr: 0.2% or less , Mo: 0.1% or less, Nb: 0.01% or less, V: 0.01% or less, and carbon equivalent Ceq [= C + Si / 24 + Mn / 6 + Ni / 40 + Cr / 5 + Mo / 4 + V / 14 (% )] Is 0.40% or less, the steel slab consisting of iron and inevitable impurities is heated to a range of 950 to 1150 ° C., and a total reduction ratio of 60% or more is ensured in the recrystallization region of austenite, and after rolling at該再crystal temperature range, the temperature of the steel sheet Ar 3 transformation point temperature or higher 2 20 ° C. / sec or more cooling rate was cooled to a temperature range of 450 to 600 ° C., discloses a method for producing a low yield ratio high-strength and high toughness steel plate of a mixed structure of ferrite and bainite.

上記特許文献２の技術は、建築用加速冷却材の製造方法に関するものであって、加速冷却材特有の擬ポリゴナル（等方性のない）フェライトとベイナイトの混合組織とすることを特徴とするものであり、降伏比ＹＲが７１〜７３％の範囲にあるものの（例えば、第２表、実施例Ａ１、Ｂ１、Ｃ１、Ｄ１）、降伏伸びが小さくなるので、強加工後の降伏比ＹＲ上昇が大きく、強加工後において降伏比ＹＲの目標値（８５％以下）を安定して満足するには至らないものである。   The technique of Patent Document 2 relates to a method for manufacturing an accelerated coolant for construction, and is characterized by a mixed structure of pseudopolygonal (non-isotropic) ferrite and bainite unique to the accelerated coolant. Although the yield ratio YR is in the range of 71 to 73% (for example, Table 2, Examples A1, B1, C1, and D1), the yield elongation is reduced, so that the yield ratio YR is increased after strong processing. It is large and does not stably satisfy the target value (85% or less) of the yield ratio YR after strong processing.

特許文献３には、Ｃ：０．０７〜０．１８％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．３〜２％、ｓｏｌ．Ａｌ（可溶性アルミ）：０．１％以下、Ｃｕ：０〜０．６％、Ｎｂ：０〜０．１％およびＴｉ：０〜０．１％を含み、且つＮｂ＋Ｔｉが０．０１〜０．１％である鋼の熱間圧延を、Ａｒ3変態点を超える温度で終了し、フェライト相とオーステナイト相の二相域温度（７８０〜８４０℃）まで放冷し、フェライト相およびベイナイト相、またはフェライト相、ベイナイト相およびマルテンサイト相からなり、そのフェライト粒径がいずれの組織の場合も５〜４０μｍである低降伏比鋼材の製造方法について開示されている。 In Patent Document 3, C: 0.07 to 0.18%, Si: 0.6% or less, Mn: 0.3 to 2%, sol. Al (soluble aluminum): 0.1% or less, Cu: 0-0.6%, Nb: 0-0.1% and Ti: 0-0.1%, and Nb + Ti is 0.01-0. The hot rolling of 1% steel is completed at a temperature exceeding the Ar 3 transformation point, and is allowed to cool to a two-phase temperature range (780 to 840 ° C.) of a ferrite phase and an austenite phase, and a ferrite phase and a bainite phase, or A method for producing a low yield ratio steel material comprising a ferrite phase, a bainite phase and a martensite phase and having a ferrite grain size of 5 to 40 μm in any structure is disclosed.

この技術は、二相域温度に放冷後、加速冷却することによって低降伏比鋼材を製造する技術に関するものであり、フェライト相とベイナイト相、またはフェライト相、ベイナイト相およびマルテンサイト相からなり、そのフェライト粒径を５〜４０μｍとするところに特徴を有するものであるが、初期降伏比ＹＲが７６〜７９％の範囲にあり、強加工後において降伏比ＹＲの目標値（８５％以下）を満足するに至らないものである。   This technology relates to a technology for producing a low yield ratio steel material by allowing it to cool to a two-phase region temperature and then accelerating cooling, and consists of a ferrite phase and a bainite phase, or a ferrite phase, a bainite phase and a martensite phase, The ferrite grain size is characterized in that it is 5 to 40 μm, but the initial yield ratio YR is in the range of 76 to 79%, and the target value (85% or less) of the yield ratio YR after strong working is set. It does not lead to satisfaction.

一方、冷間成形鋼管等に使用できる引張強度が５９０ＭＰａ級の鋼板としては、非特許文献１に開示されて技術も知られている。この技術では、Ｍｏを含有させて炭素当量Ｃｅｑが０．４５％程度の鋼板（板厚：８０ｍｍ）を、焼入れ（Ｑ）−二相域焼入れ（Ｑ’：７８０℃程度）−焼戻し（Ｔ）し、フェライトを含むベイナイト主体の複合組織とするものであるが、降伏比が比較的高くなっており（最大：８０％、平均：７７．４％）、目標とする７５％以下のものは得られていない。
特開昭５３−２３８１７号公報 特許第２６０１５３９号公報 特開平１０−２６５８４４号公報 「日本鋼管技報」Ｎｏ．１２２（１９８８）、Ｐ５ On the other hand, as a steel sheet having a tensile strength of 590 MPa that can be used for cold-formed steel pipes, the technology disclosed in Non-Patent Document 1 is also known. In this technique, a steel plate (plate thickness: 80 mm) containing Mo and having a carbon equivalent Ceq of about 0.45% is quenched (Q) —two-phase quenching (Q ′: about 780 ° C.) — Tempering (T). However, the composite structure is mainly composed of bainite containing ferrite, but the yield ratio is relatively high (maximum: 80%, average: 77.4%), and a target structure of 75% or less is obtained. It is not done.
JP-A-53-23817 Japanese Patent No. 2601539 Japanese Patent Laid-Open No. 10-265844 “Japan Steel Pipe Technical Report” 122 (1988), P5

本発明は、こうした状況の下でなされたものであって、その目的は、冷間成形円形鋼管等に適用される様に、強加工（曲げ加工、引張り加工、圧縮加工等）が鋼板に付与された場合であっても、ＳＲ処理を施さなくても、安定して降伏比８５％以下を満足すると共に、良好な靭性および溶接性をも具備する様な、引張強度が４９０ＭＰａ以上の高張力鋼材、およびこうした高張力鋼材から得られる低降伏比の冷間成形鋼管を提供することにある。   The present invention has been made under these circumstances, and its purpose is to apply strong processing (bending, tension, compression, etc.) to the steel sheet as applied to cold-formed circular steel pipes and the like. High tensile strength with a tensile strength of 490 MPa or more that stably satisfies the yield ratio of 85% or less and has good toughness and weldability even if it is not subjected to SR treatment. An object of the present invention is to provide a steel material and a cold-formed steel pipe having a low yield ratio obtained from such a high-tensile steel material.

上記目的を達成し得た本発明の高張力鋼材とは、Ｃ：０．０７〜０．１８％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．０５〜０．７％、Ｍｎ：１．０〜１．７％（但し、Ｍｎ含有量［Ｍｎ］とＣ含有量［Ｃ］の比［Ｍｎ］／［Ｃ］≦２３）、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０８％およびＮ：０．００１〜０．００８％を夫々含有すると共に、下記（１）式で示されるＣＥＮ値が０．２３〜０．４５％の範囲内にあり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、且つミクロ組織が、ポリゴナルフェライト相：６５〜８５面積％、バンド状パーライト相：５〜２０面積％、フェライト粒界に存在する粒状の焼戻しマルテンサイト相：３〜１５面積％で構成されると共に、前記ポリゴナルフェライト相の平均円相当径が１０〜４０μｍであり、降伏比ＹＲが７５％以下で、降伏伸びが０．６％以上である点に要旨を有するものである。尚、上記「円相当径」とは、ポリゴナルフェライト相の大きさに着目して、その面積が等しくなる様に想定した円の直径を求めたもので、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察面上で認められるポリゴナルフェライト相のものである。
ＣＥＮ＝［Ｃ］＋Ａ（ｃ）・{[Ｓｉ]／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｕ］／１５＋［Ｎｉ］／２０＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）／５} …（１）
但し、Ａ（ｃ）＝０．７５＋０．２５・ｔａｎｈ{２０（［Ｃ］−０．１２）}であり、［Ｃ］，[Ｓｉ]，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｎｂ］および［Ｖ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，ＭｏおよびＶの含有量（質量％）を示す。 The high-tensile steel material of the present invention that has achieved the above-mentioned object is C: 0.07 to 0.18% (meaning of mass%, the same applies hereinafter), Si: 0.05 to 0.7%, Mn: 1 0.0 to 1.7% (where the ratio of Mn content [Mn] to C content [C] [Mn] / [C] ≦ 23), sol. Al: 0.005 to 0.08% and N: 0.001 to 0.008%, respectively, and the CEN value represented by the following formula (1) is within the range of 0.23 to 0.45% Yes, the balance is Fe and inevitable impurities, and the microstructure is polygonal ferrite phase: 65 to 85 area%, band-like pearlite phase: 5 to 20 area%, granular tempered martensite existing at ferrite grain boundaries Phase: composed of 3 to 15% by area, the average equivalent circle diameter of the polygonal ferrite phase is 10 to 40 μm, the yield ratio YR is 75% or less, and the yield elongation is 0.6% or more. It has a gist. The above "equivalent circle diameter" refers to the diameter of a circle that is assumed to have the same area by paying attention to the size of the polygonal ferrite phase. The transmission electron microscope (TEM) observation surface It is of the polygonal ferrite phase recognized above.
CEN = [C] + A (c). {[Si] / 24 + [Mn] / 6 + [Cu] / 15 + [Ni] / 20 + ([Cr] + [Mo] + [Nb] + [V]) / 5 }… (1)
However, A (c) = 0.75 + 0.25 · tanh {20 ([C] −0.12)}, and [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [ [Cr], [Mo], [Nb] and [V] indicate the contents (mass%) of C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo and V, respectively.

本発明の高張力鋼材においては、強度レベルに応じて上記（１）式で示されるＣＥＮ値の範囲を適切に調整することが好ましく、例えば強度レベルが４９０ＭＰａ級（４９０〜６７０ＭＰａ）のものであれば、上記ＣＥＮ値は０．２３％以上、０．３９％未満の範囲内に制御することが好ましい。   In the high-tensile steel material of the present invention, it is preferable to appropriately adjust the range of the CEN value represented by the above formula (1) according to the strength level. For example, the strength level is 490 MPa class (490 to 670 MPa). For example, the CEN value is preferably controlled within the range of 0.23% or more and less than 0.39%.

また、上記成分の他に、Ｃｒ：０．０５〜０．７％、Ｍｏ：０．０３〜０．０８％およびＶ：０．０２〜０．０８％よりなる群から選ばれる１種または２種以上を含有させて、引張強度を５９０ＭＰａ級（５９０〜７４０ＭＰａ）としたものであれば、上記ＣＥＮ値は０．３９〜０．４５％の範囲内に制御することが好ましい。尚、強度レベルが４９０ＭＰａ級のものに対しても、上記ＣＥＮ値が０．２３％以上、０．３９％未満で、Ｃｒ：０．７％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．０８％以下（０％を含まない）およびＶ：０．０８％以下（０％を含まない）を含有させることも有効である。   In addition to the above components, one or two selected from the group consisting of Cr: 0.05 to 0.7%, Mo: 0.03 to 0.08% and V: 0.02 to 0.08% It is preferable to control the CEN value within a range of 0.39 to 0.45% if it contains a seed or more and has a tensile strength of 590 MPa class (590 to 740 MPa). Even when the strength level is 490 MPa, the CEN value is 0.23% or more and less than 0.39%, Cr: 0.7% or less (excluding 0%), Mo: 0.00. It is also effective to contain not more than 08% (not including 0%) and V: not more than 0.08% (not including 0%).

本発明の高強度鋼材には、必要によって、更に（ａ）Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：３．０％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｔｉ：０．０２５％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｎｂ：０．０４０％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、（ｅ）希土類元素：０．０２％以下（０％を含まない）、等を含有することも有効であり、これら含有される成分に応じて高張力鋼材の特性を更に向上させることができる。   In the high-strength steel material of the present invention, if necessary, (a) Cu: 0.5% or less (not including 0%) and / or Ni: 3.0% or less (not including 0%), (b ) Ti: 0.025% or less (not including 0%), (c) Nb: 0.040% or less (not including 0%), (d) Ca: 0.005% or less (not including 0%) ), (E) rare earth elements: 0.02% or less (not including 0%), etc. are also effective, and the properties of high-tensile steel can be further improved depending on the components contained. it can.

本発明では、上記のような高張力鋼材を冷間成形して形成された冷間成形鋼管も含むものであり、こうした冷間成形鋼板は、前記鋼材から得られる鋼板の板厚をｔ（ｍｍ）、鋼管の直径または外側冷間曲がり部直径をｄ（ｍｍ）としたときに、これらの比（ｔ／ｄ）が０．１０以下である冷間成形部位を有するものである点に要旨を有するものであり、こうした鋼管は、降伏比ＹＲが８５％以下を実現できるものとなる。また、本発明の鋼管の軸直角断面形状は円形若しくは角形のいずれも採用できるのであるが、いずれもＳＲ処理することなく、冷間成形されたままのものでも上記特性を満足できるものとなる。   The present invention also includes a cold-formed steel pipe formed by cold-forming the above-described high-tensile steel material. Such a cold-formed steel plate has a thickness of t (mm) obtained from the steel material. ), Where the diameter of the steel pipe or the outer cold bend diameter is d (mm), and the ratio (t / d) has a cold forming portion of 0.10 or less. Such a steel pipe can realize a yield ratio YR of 85% or less. Further, the steel pipe of the present invention can be either circular or square in cross-sectional shape at right angles to the axis, but any of the steel pipes that have been cold-formed without satisfying the SR treatment can satisfy the above characteristics.

本発明によれば、鋼板の化学成分組成を適正に調整すると共に、ミクロ組織中の各相の体積分率を適切に制御することによって、ＳＲ処理を施さずとも、低降伏比で４９０ＭＰａ以上の高張力鋼板、およびこうした鋼材を用いた低降伏比冷間成形鋼管を得ることができ、こうした鋼管は、ＣＦＴ構造の建築物に好適に用いることができる。   According to the present invention, by appropriately adjusting the chemical composition of the steel sheet and appropriately controlling the volume fraction of each phase in the microstructure, a low yield ratio of 490 MPa or more can be achieved without performing SR treatment. A high-tensile steel plate and a low yield ratio cold-formed steel pipe using such a steel material can be obtained, and such a steel pipe can be suitably used for a building having a CFT structure.

本発明者は、板厚をｔ（ｍｍ）、外側冷間曲がり部直径をｄ（ｍｍ）としたときにｔ／ｄが１０％以下［平均歪み（ε）で４．５％以上に相当］となるような加工を施した後においても、安定してｔ／４での降伏比ＹＲが８５％以下を満足するために、良好な靭性、溶接性と降伏比ＹＲが７５％以下を兼備する鋼材の製造条件について、詳細に検討した。その結果、下記（Ａ）〜（Ｅ）の知見が得られたのである。尚、このときの鋼材および鋼管における目標とする性能は下記（ａ）〜（ｇ）の如くである。また、これらの性能は、鋼材の平均的な性能を発揮する位置として、板厚ｔ／４部（ｔ：板厚）の位置のものとした。   The present inventor has found that t / d is 10% or less when the plate thickness is t (mm) and the outer cold bend diameter is d (mm) [corresponding to 4.5% or more in terms of average strain (ε)]. Even after processing such that the yield ratio YR at t / 4 stably satisfies 85% or less, it has good toughness, weldability and yield ratio YR of 75% or less. The manufacturing conditions of the steel materials were examined in detail. As a result, the following findings (A) to (E) were obtained. In addition, the target performance in the steel material and the steel pipe at this time is as follows (a) to (g). Moreover, these performances were taken as the position of the thickness t / 4 part (t: board thickness) as a position which exhibits the average performance of steel materials.

［鋼材および鋼管における目標とする性能］
（ａ）引張強さＴＳ：４９０〜６７０ＭＰａまたは５９０〜７４０ＭＰａ
（ｂ）鋼材の降伏比ＹＲ：７５％以下〈降伏比ＹＲ＝［（下降伏点ＹＰまたは０．２％
耐力σ0.2）／引張強度ＴＳ］×１００（％）と定義〉
（ｃ）降伏伸び：０．６％以上
（ｄ）シャルピー衝撃試験における破面遷移温度ｖＴｒｓ：−３０℃以下（５９０ＭＰ
ａ級鋼は−２５℃以下）
（ｅ）溶接性：（ｉ）ｙ形溶接割れ試験（ＪＩＳ Ｚ３１５８）における割れ防止予熱
温度が、引張強度４９０ＭＰａ級鋼については２５℃以下、
引張強度５９０ＭＰａ級鋼については５０℃以下
（ｉｉ）サブマージアーク溶接（入熱量：１０ｋＪ／ｍｍ）での溶接熱
影響部（ＨＡＺ）の靭性が、０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖＥ0
で７０Ｊ以上（表面７ｍｍ下中心部）
（ｆ）円形鋼管曲げ外面側ｔ／４部での降伏比：８５％以下
（ｇ）円形鋼管曲げ外面側ｔ／４部でのシャルピー衝撃試験における破面遷移温度ｖＴ
ｒｓ：−１０℃以下（５９０ＭＰａ級鋼は−５℃以下） [Target performance of steel materials and pipes]
(A) Tensile strength TS: 490-670 MPa or 590-740 MPa
(B) Yield ratio YR of steel material: 75% or less <Yield ratio YR = [(Yield point YP or 0.2%
Yield strength σ 0.2 ) / tensile strength TS] x 100 (%)>
(C) Yield elongation: 0.6% or more (d) Fracture surface transition temperature vTrs in Charpy impact test: −30 ° C. or less (590 MP
(a grade steel is -25 degrees C or less)
(E) Weldability: (i) Crack prevention preheating in y-type weld crack test (JIS Z3158)
The temperature is 25 ° C. or less for a steel having a tensile strength of 490 MPa class,
50 ° C or less for 590 MPa class steel with tensile strength
(Ii) Welding heat in submerged arc welding (heat input: 10 kJ / mm)
The toughness of the affected zone (HAZ) is Charpy absorbed energy vE 0 at 0 ° C.
70J or more (7mm below the center of the surface)
(F) Yield ratio at t / 4 part of round steel pipe bending outer surface: 85% or less (g) Fracture surface transition temperature vT in Charpy impact test at t / 4 part of round steel pipe bending outer surface
rs: −10 ° C. or less (590 MPa class steel is −5 ° C. or less)

（Ａ）鋼材（若しくは鋼板）の降伏比ＹＲを７５％以下にするためには、第１ステップとして、Ｃ（炭素）の希薄なポリゴナルフェライトを析出させると共に、フェライトに隣接してＣ濃縮したパーライトを生成させる必要がある。次の第２ステップとして、Ａｃ1変態点とＡｃ3変態点の中間温度（所謂二相域温度）に保持することにより、パーライトの一部を逆変態オーステナイト化させ、その後の焼入れによりフェライト粒界に新たに高Ｃ濃度の島状マルテンサイト［マルテンサイト・オーステナイトの混合相（Ｍ−Ａ相）を含む］を析出させる。 (A) In order to make the yield ratio YR of the steel material (or steel plate) 75% or less, as the first step, C (carbon) dilute polygonal ferrite is precipitated and C is concentrated adjacent to the ferrite. It is necessary to generate perlite. As the next second step, a part of the pearlite is converted into reverse-transformed austenite by maintaining it at an intermediate temperature between the Ac 1 transformation point and the Ac 3 transformation point (so-called two-phase region temperature), and then the ferrite grain boundary is obtained by quenching. In addition, island-like martensite (including a mixed phase of martensite and austenite (MA phase)) having a high C concentration is precipitated.

（Ｂ）次の第３ステップとして、Ａｃ1変態点温度以下に保持することにより、焼入れマルテンサイトを焼戻しマルテンサイトに変化させる。これによって、降伏比ＹＲは二相域焼入れままに比べて上昇する傾向にあるものの、一方で靭性は大幅に向上することになる。これらの工程によって、高引張強度ＴＳ、低降伏比ＹＲおよび高靱性をバランスよく兼備させることができる。 (B) As the next third step, the quenched martensite is changed to the tempered martensite by keeping it below the Ac 1 transformation point temperature. As a result, the yield ratio YR tends to increase as compared with the case of quenching in the two-phase region, but on the other hand, the toughness is greatly improved. By these steps, the high tensile strength TS, the low yield ratio YR, and the high toughness can be balanced.

（Ｃ）加えて、ポリゴナルフェライト粒径は、降伏比ＹＲと靭性に影響を及ぼすことになる。ポリゴナルフェライト粒径が増大するにつれて、降伏比ＹＲは低減し、靭性は劣化する傾向にあり、平均円相当径で１０〜４０μｍに制御することにより、高降伏歪み付与後のフェライト内における転位の増殖可能な行程を適度に大きくすることで、低降伏比ＹＲ、高降伏伸びを確保でき、且つ高靱性と両立できることになる。   (C) In addition, the polygonal ferrite particle size affects the yield ratio YR and toughness. As the polygonal ferrite particle size increases, the yield ratio YR decreases and the toughness tends to deteriorate. By controlling the average equivalent circle diameter to 10 to 40 μm, the dislocation in the ferrite after imparting high yield strain is reduced. By appropriately increasing the process capable of propagation, a low yield ratio YR, a high yield elongation can be secured, and both high toughness can be achieved.

（Ｄ）鋼材の化学成分中の比［Ｍｎ］／［Ｃ］を低減することは、連続冷却変態（ＣＣＴ図）でのフェライトノーズを短時間側に移行させるため、圧延仕上がり後の冷却過程において、フェライト分率を増大させることができ、そのためには比［Ｍｎ］／［Ｃ］が２３以下であることが必要である。また、Ｍｏは強靭化のためには、含有させることができるが、組織に与える影響としてフェライトノーズを長時間側に移行させるため、フェライト分率を減少させて降伏比ＹＲを上昇させる傾向を示すのでその含有量は制御する必要がある。   (D) Reducing the ratio [Mn] / [C] in the chemical composition of the steel material shifts the ferrite nose in the continuous cooling transformation (CCT diagram) to the short time side, so in the cooling process after rolling finish The ferrite fraction can be increased, and for that purpose the ratio [Mn] / [C] needs to be 23 or less. In addition, Mo can be contained for toughening, but because the ferrite nose is shifted to the long time side as an influence on the structure, it tends to decrease the ferrite fraction and increase the yield ratio YR. Therefore, its content needs to be controlled.

（Ｅ）前記（１）式で示されるＣＥＮ値は炭素当量に相当するものであり、ＨＡＺの硬化性を示す指標となるものである［例えば、「建築構造用高性能５９０Ｎ／ｍｍ2（ＳＡ４４０）設計・溶接施工指針」(２００４年８月)社団法人日本鉄鋼連盟 高性能鋼小委員会編］。溶接割れ防止予熱温度を５０℃以下にするためには、基本的にはＣＥＮ値を０．４５％以下とする必要がある。また引張強度を少なくとも４９０ＭＰａ以上とするためには、ＣＥＮ値は少なくとも０．２３％以上とする必要がある。但し、鋼材の強度レベルに応じてＣＥＮ値を、上記範囲内で適正な範囲に制御することが好ましい（この点については、後述する）。 (E) The CEN value represented by the formula (1) corresponds to a carbon equivalent and serves as an index indicating the curability of HAZ [for example, “High performance 590 N / mm 2 for building structure (SA440 “Design and welding guidelines” (August 2004) Japan Iron and Steel Federation High Performance Steel Subcommittee]. In order to make the weld crack prevention preheating temperature 50 ° C. or lower, the CEN value basically needs to be 0.45% or lower. In order to make the tensile strength at least 490 MPa or more, the CEN value needs to be at least 0.23% or more. However, it is preferable to control the CEN value to an appropriate range within the above range according to the strength level of the steel material (this will be described later).

上記知見に基づき、更に検討を重ねた結果、上記（１）式で規定されるＣＥＮ値を考慮した化学成分組成、およびそのミクロ組織等を適切に調整したものでは、上記目的に適う鋼材が実現できることを見出し、本発明を完成した。以下、本発明の鋼材で規定する各要件について、厚鋼板に適用する場合を代表的に挙げて説明するが、鋼材の形態についてはこれに限らず、例えば各種形鋼、パイプ鍛鋼等に適用する場合をも含むものである。   As a result of further studies based on the above findings, steel materials that meet the above objectives can be realized by appropriately adjusting the chemical composition and the microstructure etc. in consideration of the CEN value defined by the above formula (1). The present invention has been completed by finding out what can be done. Hereinafter, each requirement defined by the steel material of the present invention will be described with reference to a case where it is applied to a thick steel plate as a representative. Including cases.

まず本発明の高張力鋼材における化学成分組成の限定理由について説明する。本発明では、上記のようにＣ：０．０７〜０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜０．７％、Ｍｎ：１．０〜１．７％（但し、Ｍｎ含有量［Ｍｎ］とＣ含有量［Ｃ］の比［Ｍｎ］／［Ｃ］≦２３）、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０８％およびＮ：０．００１〜０．００８％を夫々含有すると共に、前記（１）式で示されるＣＥＮ値を適正な範囲に制御する必要があるが、これらの元素の範囲限定理由は、次の通りである。   First, the reasons for limiting the chemical component composition in the high-tensile steel material of the present invention will be described. In the present invention, as described above, C: 0.07 to 0.18%, Si: 0.05 to 0.7%, Mn: 1.0 to 1.7% (provided that the Mn content [Mn] C content [C] ratio [Mn] / [C] ≦ 23), sol. While containing Al: 0.005 to 0.08% and N: 0.001 to 0.008%, respectively, it is necessary to control the CEN value represented by the formula (1) to an appropriate range. The reason for limiting the range of these elements is as follows.

［Ｃ：０．０７〜０．１８％］
Ｃは最も安価な元素で強度上昇に有効な元素であるが、過剰に含有されると溶接性が著しく低下するため、含有量の上限を０．１８％とする。しかしながら、Ｃ含有量が０．０７％未満になると、強度不足が生じ、それを補うためには、合金元素の添加が必要になるが、これらの合金元素の添加を過多に行うと、降伏比ＹＲの増加を招くことになるので、好ましくない。この降伏比の増加を抑えつつ目標の強度（引張強さで４９０ＭＰａ以上）を確保するためには、Ｃは少なくとも０．０７％以上含有させる必要がある。尚、母材強度と溶接ＨＡＺ靭性の両立の観点から、Ｃ含有量の好ましい下限は０．０８％であり、好ましい上限は０．１６％である。 [C: 0.07 to 0.18%]
C is the cheapest element and is effective for increasing the strength. However, if excessively contained, the weldability is remarkably lowered, so the upper limit of the content is 0.18%. However, when the C content is less than 0.07%, the strength is insufficient, and in order to make up for it, addition of alloy elements is required. However, if these alloy elements are added excessively, the yield ratio is increased. This increases YR, which is not preferable. In order to secure the target strength (tensile strength of 490 MPa or more) while suppressing the increase in yield ratio, C needs to be contained at least 0.07% or more. In addition, from a viewpoint of coexistence of base material strength and welded HAZ toughness, a preferable lower limit of the C content is 0.08%, and a preferable upper limit is 0.16%.

［Ｓｉ：０．０５〜０．７％］
Ｓｉは脱酸のために０．０５％以上含有させることが必要であるが、フェライトを減少させ、マルテンサイトを増加させるため、０．７％を超えて過剰に含有させると、降伏比ＹＲの増大、靭性の劣化を生じると共に、溶接性並びにＨＡＺ靭性を低下させる。こうしたことから、Ｓｉ含有量は０．０５〜０．７％とする必要がある。尚、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、好ましい上限は０．６％である。 [Si: 0.05-0.7%]
Si needs to be contained in an amount of 0.05% or more for deoxidation. However, in order to reduce ferrite and increase martensite, if it is excessively contained in excess of 0.7%, the yield ratio YR is reduced. Increases and deteriorates toughness and lowers weldability and HAZ toughness. For these reasons, the Si content needs to be 0.05 to 0.7%. In addition, the minimum with preferable Si content is 0.10%, and a preferable upper limit is 0.6%.

［Ｍｎ：１．０〜１．７％（但し、Ｍｎ含有量［Ｍｎ］とＣ含有量［Ｃ］の比［Ｍｎ］／［Ｃ］≦２３）］
Ｍｎは強度と靭性を共に高める元素として有効である。こうした効果を発揮させるためには、Ｍｎは１．０％以上含有させる必要がある。しかしながらＭｎを過剰に含有させると、溶接性およびＨＡＺ靭性が著しく劣化するので、上限を１．７％とする。尚、Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．１％であり、好ましい上限は１．６％である。 [Mn: 1.0 to 1.7% (provided that the ratio of Mn content [Mn] to C content [C] [Mn] / [C] ≦ 23)]
Mn is effective as an element that increases both strength and toughness. In order to exhibit such an effect, it is necessary to contain 1.0% or more of Mn. However, if Mn is contained excessively, the weldability and the HAZ toughness deteriorate significantly, so the upper limit is made 1.7%. In addition, the minimum with preferable Mn content is 1.1%, and a preferable upper limit is 1.6%.

また、Ｍｎ含有量は、Ｃ含有量との関係で適切な範囲に調整する必要がある。Ｍｎ含有量［Ｍｎ］とＣ含有量［Ｃ］との比［Ｍｎ］／［Ｃ］は、連続冷却変態曲線（ＣＣＴ曲線）および等温変態曲線（ＴＴＴ曲線）でのフェライト変態曲線の張り出し（ノーズ）の程度を成分的に制御する因子となるものであり、上記比［Ｍｎ］／［Ｃ］が２３を超えると、フェライトノーズが長時間側に後退するので、二相域熱処理（Ｑ’）で平衡状態の二相組織（α＋γ）にするための保持時間が長くなり、生産上での制約を受けて非効率となる。そのため、上記比［Ｍｎ］／［Ｃ］は２３以下とする必要がある。   Further, the Mn content needs to be adjusted to an appropriate range in relation to the C content. The ratio [Mn] / [C] between the Mn content [Mn] and the C content [C] is the overhang of the ferrite transformation curve (nose) in the continuous cooling transformation curve (CCT curve) and isothermal transformation curve (TTT curve). ), The ferrite nose retreats to a long time side when the ratio [Mn] / [C] exceeds 23, so that the two-phase region heat treatment (Q ′) Thus, the holding time for obtaining an equilibrium two-phase structure (α + γ) becomes long, and it becomes inefficient due to restrictions on production. Therefore, the ratio [Mn] / [C] needs to be 23 or less.

［ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０８％］
Ａｌ（可溶性アルミ）は、脱酸のために少なくとも０．００５％含有させる必要があるが、過剰に含有させると、非金属介在物が増加して靭性が低下するので、０．０８％以下とする必要がある。尚、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、好ましい上限は０．０６％である。 [Sol. Al: 0.005 to 0.08%]
Al (soluble aluminum) needs to be contained at least 0.005% for deoxidation, but if contained excessively, non-metallic inclusions increase and toughness decreases, so 0.08% or less. There is a need to. In addition, the minimum with preferable Al content is 0.01%, and a preferable upper limit is 0.06%.

［Ｎ：０．００１〜０．００８％］
ＮはＴｉと反応してＴｉＮを生成し、加熱時のオーステナイトの粗大化の防止に有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、少なくとも０．００１％以上含有させる必要があるが、過剰に含有させると溶接継手部の靭性が劣化するので、０．００８％以下とする必要がある。尚、Ｎ含有量の好ましい下限は０．００２％であり、好ましい上限は０．００６％である。 [N: 0.001 to 0.008%]
N reacts with Ti to produce TiN, and is an element effective in preventing austenite coarsening during heating. In order to exert such an effect, it is necessary to contain at least 0.001% or more, but if contained excessively, the toughness of the welded joint portion deteriorates, so it is necessary to make it 0.008% or less. In addition, the minimum with preferable N content is 0.002%, and a preferable upper limit is 0.006%.

［ＣＥＮ値：０．２３〜０．４５％］
前記（１)式で表わされるＣＥＮ値は、ＨＡＺの硬化性を表す指標であり、溶接割れ感受性を低減し、ｙ形溶接割れ試験での割れ防止予熱温度を５０℃以下とするためには、ＣＥＮ値を０．４５％以下とする必要がある。一方、引張強度で４９０ＭＰａ以上を確保するためには、ＣＥＮ値は０．２３％以上とする必要がある。 [CEN value: 0.23-0.45%]
The CEN value represented by the formula (1) is an index representing the curability of the HAZ, and in order to reduce the weld crack sensitivity and set the crack prevention preheating temperature in the y-type weld crack test to 50 ° C. or less, The CEN value needs to be 0.45% or less. On the other hand, in order to ensure a tensile strength of 490 MPa or more, the CEN value needs to be 0.23% or more.

尚、上記（１）式には、基本成分であるＣ，Ｓｉ，Ｍｎ等の他に、必要によって含有される成分（Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ）も式中の項目として含むものであるが、これらの成分は含有されるときにはその含有量も考慮して（１）式の値として計算すればよく、含まれないときにはこれらの含有量を考慮せずに計算すれば良い。また、本発明の鋼材においては、Ｂは好ましくない成分として無添加とされるが、Ｂを含有させた鋼材については、ＣＥＮ値は上記（１）式に５×［Ｂ］（[Ｂ]はＢの含有量）の項目を加えて計算することになる（後記表１の鋼種Ｌ１、表１０の鋼種Ｌ３参照）。   In addition to the basic components C, Si, Mn, etc., the above-mentioned formula (1) includes components (Cu, Ni, Cr, Mo, Nb, V) which are included as necessary as items in the formula. However, when these components are contained, they may be calculated as the values of the formula (1) in consideration of their contents, and when they are not contained, they may be calculated without considering these contents. Further, in the steel material of the present invention, B is not added as an unfavorable component, but for the steel material containing B, the CEN value is 5 × [B] ([B] B content) is added to the calculation (see steel type L1 in Table 1 and steel type L3 in Table 10).

但し、上記ＣＥＮ値は、鋼板の強度レベルに応じて、上記範囲内で適正な範囲に制御することが好ましい。上記の様に引張強度で４９０ＭＰａ以上を確保するためには、ＣＥＮ値は０．２３％以上とする必要があるが、こうした強度レベルでｙ形溶接割れ試験での割れ防止予熱温度を、加速冷却鋼と同等で実質的に予熱不要となる２５℃以下とするためには、ＣＥＮ値を０．３９％未満とすることが好ましい。即ち、引張強度で４９０ＭＰａ以上の鋼材では、上記ＣＥＮ値は０．２３％以上、０．３９％未満であることが好ましい。   However, the CEN value is preferably controlled within an appropriate range within the above range according to the strength level of the steel sheet. As described above, in order to secure a tensile strength of 490 MPa or more, the CEN value needs to be 0.23% or more. However, at such a strength level, the crack prevention preheating temperature in the y-type weld crack test is accelerated and cooled. In order to achieve 25 ° C. or less, which is equivalent to steel and substantially does not require preheating, the CEN value is preferably less than 0.39%. That is, in a steel material having a tensile strength of 490 MPa or more, the CEN value is preferably 0.23% or more and less than 0.39%.

一方、引張強度で５９０ＭＰａ以上を確保するためには、上記基本成分に加えて所定量のＣｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ等の強化成分（その作用、含有量は下記の通り）を加えて高強度化を図る必要があるが、この場合には上記ＣＥＮ値は０．３９％以上とすることが好ましい。こうした強度レベルでｙ形溶接割れ試験で割れ防止予熱温度を従来鋼と同等の５０℃以下とするためには、ＣＥＮ値を０．４５％以下とするとすることが好ましい。即ち、引張強度で５９０ＭＰａ以上の鋼板では、上記ＣＥＮ値は０．３９〜０．４５％であることが好ましい。尚、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ等の強化成分による作用およびその適正含有量は下記の通りである（Ｎｂについては後述する）。   On the other hand, in order to ensure a tensile strength of 590 MPa or more, in addition to the above basic components, a predetermined amount of reinforcing components such as Cr, Mo, Nb, and V (its action and content is as follows) is added to provide high strength. In this case, the CEN value is preferably 0.39% or more. In order to set the crack prevention preheating temperature to 50 ° C. or less equivalent to that of the conventional steel in the y-type weld crack test at such a strength level, it is preferable to set the CEN value to 0.45% or less. That is, for a steel sheet having a tensile strength of 590 MPa or more, the CEN value is preferably 0.39 to 0.45%. In addition, the effect | action by reinforcement | strengthening components, such as Cr, Mo, and V, and its appropriate content are as follows (Nb is mentioned later).

［Ｃｒ：０．７％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．０８％以下（０％を含まない）およびＶ：０．０８％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種または２種以上］
Ｃｒ，ＭｏおよびＶは、強度を向上させる元素であり、特に引張強度で５９０ＭＰａ以上を確保するためには、少なくともいずれかを含有させることが必要となる。しかしながら、これらの元素が化合物として析出する場合、析出強化によって降伏比ＹＲを上昇させ、一方で靭性を劣化させることになる。二相域焼入れ温度の低温化により、Ｃｒ，ＭｏおよびＶとも可能な限り固溶状態で存在させることにより、降伏比ＹＲを低位に保ったまま高強度と高靭性を確保できる。こうしたことから、少なくともＣｒおよびＶについては、夫々の含有量を０．７％以下、０．０８％以下（いずれも０％を含まない）とすることが好ましい。一方、Ｍｏは固溶状態であっても、フェライトノーズを長時間側に移行させて、Ｃの二相分離化を阻害する方向に作用するため、その含有量は０．０８％以下とすることが好ましい。尚、これらの含有量のより好ましい上限はＣｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．０５％以下、Ｖ：０．０６％以下である。 [Selected from the group consisting of Cr: 0.7% or less (not including 0%), Mo: 0.08% or less (not including 0%), and V: 0.08% or less (not including 0%) 1 type or 2 types or more]
Cr, Mo, and V are elements that improve the strength. In particular, in order to ensure a tensile strength of 590 MPa or more, it is necessary to contain at least one of them. However, when these elements precipitate as compounds, the yield ratio YR is increased by precipitation strengthening, while the toughness is deteriorated. By lowering the two-phase region quenching temperature, Cr, Mo, and V can be present in a solid solution state as much as possible, thereby ensuring high strength and high toughness while keeping the yield ratio YR low. For these reasons, at least for Cr and V, the respective contents are preferably 0.7% or less and 0.08% or less (both do not include 0%). On the other hand, even if Mo is in a solid solution state, it moves in the ferrite nose for a long time and acts in the direction of inhibiting the two-phase separation of C, so its content should be 0.08% or less. Is preferred. In addition, the more preferable upper limit of these content is Cr: 0.5% or less, Mo: 0.05% or less, V: 0.06% or less.

また、Ｃｒ，ＭｏおよびＶは、引張強度で５９０ＭＰａ以上を確保するためには、Ｃｒ：０．０５％以上、Ｍｏ：０．０３％以上、Ｖ：０．０２％以上の１種または２種以上を含有させることが好ましいが、４９０ＭＰａ級（即ち、引張強度で４９０〜６７０ＭＰａ）のものでは、上記好ましい下限に満たない量で（例えばＣｒについては、０．０５％未満）、これらの元素を含有させることはできる。これによって、上記強度レベルの範囲内で高強化が図れることになる。   Further, Cr, Mo and V are one or two of Cr: 0.05% or more, Mo: 0.03% or more, and V: 0.02% or more in order to ensure a tensile strength of 590 MPa or more. In the case of the 490 MPa class (that is, 490 to 670 MPa in tensile strength), these elements are contained in an amount that does not satisfy the preferable lower limit (for example, less than 0.05% for Cr). Can be included. As a result, high strengthening can be achieved within the range of the intensity level.

本発明の高張力鋼板において、上記成分の他は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなるものであるが、溶製上不可避的に混入する微量成分（許容成分）も含み得るものであり（例えば、Ｐ，Ｓ，Ｏ等）、こうした鋼スラブも本発明の範囲に含まれるものである。また、本発明の高張力鋼板には、必要によって、更に（ａ）Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：３．０％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｔｉ：０．０２５％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｎｂ：０．０４０％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、（ｅ）希土類元素：０．０２％以下（０％を含まない）、等を含有することも有効であり、これら含有される成分に応じて高張力鋼板の特性を更に向上させることができる。   In the high-tensile steel sheet of the present invention, in addition to the above components, it is composed of Fe and unavoidable impurities, but it can also contain trace components (allowable components) that are inevitably mixed during melting (for example, P Such steel slabs are also included in the scope of the present invention. The high-tensile steel sheet of the present invention may further include (a) Cu: 0.5% or less (not including 0%) and / or Ni: 3.0% or less (not including 0%), if necessary. (B) Ti: 0.025% or less (excluding 0%), (c) Nb: 0.040% or less (excluding 0%), (d) Ca: 0.005% or less (0% (E) rare earth elements: 0.02% or less (not including 0%), etc. are also effective, and the properties of the high-tensile steel sheet are further improved depending on the components contained. be able to.

［Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：３．０％以下（０％を含まない）］
これらの元素は、高価であり、しかも降伏比を上昇させるため、その添加はできるだけ避けることが好ましい。しかし、厚肉鋼板で板厚中心部の強度低下を抑制する作用があるので、微量添加する場合がある。これらの元素を添加する場合には、Ｃｕは０．５％、Ｎｉは３．０％を上限として含有させる必要がある。Ｃｕ含有量のより好ましい上限は０．３％であり、Ｎｉのより好ましい上限は１．５％である。 [Cu: 0.5% or less (not including 0%) and / or Ni: 3.0% or less (not including 0%)]
Since these elements are expensive and increase the yield ratio, addition of these elements is preferably avoided as much as possible. However, since a thick steel plate has an effect of suppressing the strength reduction in the central portion of the plate thickness, a small amount may be added. When these elements are added, it is necessary to contain Cu up to 0.5% and Ni up to 3.0%. A more preferable upper limit of the Cu content is 0.3%, and a more preferable upper limit of Ni is 1.5%.

［Ｔｉ：０．０２５％以下（０％を含まない）］
Ｔｉは、スラブ加熱時に鋼中で微細なＴｉＮとして存在し、加熱オーステナイト粒の粗大化を防止する効果がある。またＴｉＮをフェライト変態核として、ポリゴナルフェライトの析出を促進させて、フェライト分率の増大およびフェライトの微細化に有効である。こうした効果は、その含有が増加するにつれて増大するが、Ｔｉ含有量が過剰になさせてもその効果が飽和するので、その上限を０．０２５％（より好ましくは０．０１５％以下）とした。尚、上記効果を発揮させるという観点からすれば、Ｔｉは０．００２％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００８％以上である。 [Ti: 0.025% or less (excluding 0%)]
Ti exists as fine TiN in the steel during slab heating, and has the effect of preventing coarsening of the heated austenite grains. Further, TiN is used as a ferrite transformation nucleus to promote the precipitation of polygonal ferrite, which is effective in increasing the ferrite fraction and making the ferrite finer. These effects increase as the content increases, but even if the Ti content is excessive, the effects are saturated, so the upper limit was made 0.025% (more preferably 0.015% or less). . From the viewpoint of exerting the above effects, Ti is preferably contained in an amount of 0.002% or more, more preferably 0.008% or more.

［Ｎｂ：０．０４０％以下（０％を含まない）］
Ｎｂは強度、靭性を共に向上させると共に、制御圧延或いは焼準（焼きならし）により、フェライト粒を微細化する一方、過剰に含有させるとＨＡＺ靭性を劣化させる。こうしたことから、Ｎｂを含有させる場合には、０．０４０％程度までとすることが好ましい。Ｎｂ含有量のより好ましい上限は０．０３０％程度である。 [Nb: 0.040% or less (excluding 0%)]
Nb improves both strength and toughness, and refines ferrite grains by controlled rolling or normalizing (normalizing). On the other hand, Nb deteriorates HAZ toughness. For these reasons, when Nb is contained, the content is preferably up to about 0.040%. The upper limit with more preferable Nb content is about 0.030%.

［Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）］
Ｃａは、非金属介在物の球状化作用を有し、異方性の低減に有効であるが、０．００５％を超えて含有させると、介在物の増加によって靭性が劣化することになる。従って、Ｃａを含有させるときには、０．００５％以下とすることが好ましい。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、より好ましい上限は０．００３％である。 [Ca: 0.005% or less (excluding 0%)]
Ca has a spheroidizing effect of nonmetallic inclusions and is effective in reducing anisotropy. However, when Ca is contained in an amount exceeding 0.005%, the toughness deteriorates due to an increase in inclusions. Therefore, when Ca is contained, the content is preferably 0.005% or less. The preferable lower limit of the Ca content is 0.0005%, and the more preferable upper limit is 0.003%.

［希土類元素：０．０２％以下（０％を含まない）］
希土類元素（以下、「ＲＥＭ」と略記する）は、そのオキシサルファイドとしてＴｉＮ共存下でオーステナイト異常成長を抑制してＨＡＺの靭性を向上させる元素であるが、０．０２％を超えて過剰に含有されると鋼の清浄度を悪くして内部欠陥を発生させる。ＲＥＭによる効果を発揮させるためには０．００２％以上含有させることが好ましく、より好ましい上限は０．０１％である。尚、ＲＥＭとしては、周期律表第３族に属するスカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）およびランタノイド系列希土類元素のいずれも使用できる。 [Rare earth elements: 0.02% or less (excluding 0%)]
A rare earth element (hereinafter abbreviated as “REM”) is an element that improves the toughness of HAZ by suppressing abnormal austenite growth in the presence of TiN as its oxysulfide, but is contained in excess of 0.02%. If done, the cleanliness of the steel is deteriorated and internal defects are generated. In order to exhibit the effect by REM, it is preferable to contain 0.002% or more, and a more preferable upper limit is 0.01%. As REM, any of scandium (Sc), yttrium (Y) and lanthanoid series rare earth elements belonging to Group 3 of the periodic table can be used.

本発明の高張力鋼板においては、上記観点からミクロ組織を適切に制御する必要があるが、この組織中における各相の範囲（面積分率）限定理由は下記の通りである。   In the high-tensile steel sheet of the present invention, it is necessary to appropriately control the microstructure from the above viewpoint. The reasons for limiting the range (area fraction) of each phase in this structure are as follows.

［ポリゴナルフェライト相（αP）：６５〜８５面積％］
降伏比を低位にするためには、変態後のミクロ組織に転位密度の小さいポリゴナル化したフェライト（αP）を生成させることが有効であり、降伏比を鋼板段階で予め下げておくには、その面積分率を６５〜８５面積％の範囲に制御する必要がある。ポリゴナルフェライト相（αP）の面積分率が８５面積％を超えると、厚肉材において目標強度の確保が困難となる。一方、ポリゴナルフェライト相（αP）の面積分率が６５面積％未満となると、降伏比の低ＹＲ化および降伏伸びが確保できない。尚、ポリゴナルフェライト相（αP）分率の好ましい下限は７０面積％であり、好ましい上限は８０面積％である。 [Polygonal ferrite phase (α P ): 65 to 85 area%]
In order to reduce the yield ratio, it is effective to generate polygonalized ferrite (α P ) having a low dislocation density in the microstructure after transformation. To lower the yield ratio in advance in the steel plate stage, It is necessary to control the area fraction within a range of 65 to 85 area%. If the area fraction of the polygonal ferrite phase (α P ) exceeds 85 area%, it is difficult to ensure the target strength in the thick material. On the other hand, when the area fraction of the polygonal ferrite phase (α P ) is less than 65 area%, it is impossible to secure a low YR yield yield and yield elongation. In addition, the preferable minimum of a polygonal ferrite phase ((alpha) P ) fraction is 70 area%, and a preferable upper limit is 80 area%.

［バンド状パーライト相（Ｐ）：５〜２０面積％］
Ｃの二相分離化を促進させるためには、Ｃ濃縮相を存在させる必要がある。ポリゴナルフェライト相（αP）以外のミクロ組織が高Ｃ濃度の焼戻しマルテンサイト相（ＴＭ）のみでは、高靭性を確保できない。靭性向上のためには、第２相に高Ｃ濃度の焼戻しマルテンサイト相よりも靭性の高いパーライト相（バンド状パーライト）を５〜２０面積％程度混合させる必要がある。バンド状パーライト相の面積分率が２０面積％を超えると、引張強度が確保できない。一方、バンド状パーライト相の面積分率が５面積％未満の場合には、靭性が低下し、目標値を達成できない。バンド状パーライト相（Ｐ）の好ましい下限は、７面積％であり、好ましい上限は１７面積％である。尚、バンド状パーライト相とは、制御圧延或いは焼準によって析出したフェライト・パーライト組織が二相域焼入れ（Ｑ’）−焼戻し（Ｔ）後に残存したものである。このバンド状パーライトのミクロ組織例（引張強度が４９０ＭＰａ級鋼について、後記試験Ｎｏ．６のもの）を図１（１００倍）および図２（４００倍）に示す。また、バンド状パーライトの他のミクロ組織例（引張強度が５９０ＭＰａ級鋼について、後記試験Ｎｏ．４７のもの）を図３（１００倍）および図４（４００倍）に示す。 [Band-like pearlite phase (P): 5 to 20 area%]
In order to promote the two-phase separation of C, a C-enriched phase needs to be present. High toughness cannot be ensured only with a tempered martensite phase (TM) having a high C concentration except for the polygonal ferrite phase (α P ). In order to improve toughness, it is necessary to mix about 5 to 20 area% of a pearlite phase (banded pearlite) having higher toughness than the tempered martensite phase having a high C concentration in the second phase. If the area fraction of the band-like pearlite phase exceeds 20 area%, the tensile strength cannot be ensured. On the other hand, when the area fraction of the band-like pearlite phase is less than 5 area%, the toughness is lowered and the target value cannot be achieved. A preferable lower limit of the band-like pearlite phase (P) is 7 area%, and a preferable upper limit is 17 area%. The band-like pearlite phase is the one in which the ferrite pearlite structure precipitated by controlled rolling or normalizing remains after two-phase region quenching (Q ′)-tempering (T). FIG. 1 (100 times) and FIG. 2 (400 times) show examples of the microstructure of this band-like pearlite (for tensile strength of 490 MPa class steel, test No. 6 described later). Further, other microstructure examples of band-like pearlite (tensile strength of 590 MPa class steel, test No. 47 described later) are shown in FIG. 3 (100 times) and FIG. 4 (400 times).

［フェライト粒界に存在する粒状の焼戻しマルテンサイト（ＴＭ）：３〜１５面積％］
低降伏比を具備させるためには、フェライト粒界に、第２相としての粒状の焼戻しマルテンサイト相を万遍なく粒状に存在させることにより、低降伏比、高い引張強度および靭性を確保できる。こうした観点から、焼戻しマルテンサイト相（ＴＭ）の分率は３〜１５面積％とする必要がある。即ち、焼戻しマルテンサイト相（ＴＭ）の分率が１５面積％を超えると良好な靭性が確保できず、３面積％未満では低降伏比を確保できない。焼戻しマルテンサイト相（ＴＭ）の好ましい下限は５面積％であり、好ましい上限は１３面積％である。尚、本発明で対象とする焼戻しマルテンサイト相（ＴＭ）とは、二相域焼入れ（Ｑ’）でフェライト粒界に析出した島状マルテンサイト相（Ｍ−Ａ相を含む）が焼戻しによってフェライトと鉄系および／または合金系の炭化物に分解した、フェライト粒界粒状に生成した硬質相を意味する。 [Granular tempered martensite (TM) present at ferrite grain boundaries: 3 to 15 area%]
In order to provide a low yield ratio, a low yield ratio, high tensile strength, and toughness can be ensured by allowing the granular tempered martensite phase as the second phase to uniformly exist in the ferrite grain boundaries. From such a viewpoint, the fraction of the tempered martensite phase (TM) needs to be 3 to 15% by area. That is, when the fraction of the tempered martensite phase (TM) exceeds 15 area%, good toughness cannot be ensured, and when it is less than 3 area%, a low yield ratio cannot be ensured. The minimum with a preferable tempered martensite phase (TM) is 5 area%, and a preferable upper limit is 13 area%. The tempered martensite phase (TM) targeted in the present invention means that the island-like martensite phase (including the M-A phase) precipitated at the ferrite grain boundary by two-phase quenching (Q ′) And a hard phase formed into ferrite grain boundary grains, which are decomposed into iron-based and / or alloy-based carbides.

本発明の高張力鋼材においては、冷間成形前（例えば、鋼管加工前）において具備すべき特性としては、降伏比ＹＲが７５％以下であることの他、降伏伸びが０．６％以上であることも必要である。鋼材に厳しい加工歪み［例えば、平均歪み（ε）で４．５％以上］が付与されても、８５％以下の降伏比ＹＲを実現するためには、加工歪みの一部を降伏伸びで負担すれば良く、その分加工硬化に回る歪みを低減でき、低降伏比と相俟って冷間成形後の降伏比ＹＲを下げることができる。こうした観点から、降伏伸びを０．６％以上とする必要がある。本発明の鋼材では、上記のように化学成分とミクロ組織を制御することによって、降伏比ＹＲ：７５％以下、降伏伸び：０．６％以上を確保できることになる。尚、降伏伸びは好ましくは０．７％以上である。   In the high-strength steel material of the present invention, the properties to be provided before cold forming (for example, before steel pipe processing) include a yield ratio YR of 75% or less and a yield elongation of 0.6% or more. It is also necessary to be. In order to achieve a yield ratio YR of 85% or less even when severe work strain [e.g., 4.5% or more in average strain (ε)] is applied to the steel material, a part of the work strain is borne by the yield elongation. Therefore, it is possible to reduce the strain for work hardening and to reduce the yield ratio YR after cold forming in combination with the low yield ratio. From this viewpoint, the yield elongation needs to be 0.6% or more. In the steel material of the present invention, the yield ratio YR: 75% or less and the yield elongation: 0.6% or more can be secured by controlling the chemical composition and the microstructure as described above. The yield elongation is preferably 0.7% or more.

本発明の鋼材においては、前記ポリゴナルフェライト相（αP）の平均円相当径が１０〜４０μｍであることも重要な要件である。このポリゴナルフェライト相（αP）の粒径は、降伏比ＹＲと靭性に影響を及ぼすことになる。ポリゴナルフェライト相（αP）の粒径が増大するにつれて、降伏比ＹＲは低減し靭性は劣化する傾向がある。ポリゴナルフェライト相（αP）の粒径が、平均円相当径で１０μｍ未満の場合には、鋼材の降伏比ＹＲが高くなり、降伏伸びＥｌも小さくなるため、冷間加工後（例えば、鋼管）の降伏比ＹＲも高いものとなる。一方、ポリゴナルフェライト相（αP）の粒径が平均円相当径で４０μｍを超えると、鋼材の靭性が劣化し、冷間成型後の靭性も低下することになる。こうしたことから、このポリゴナルフェライト相（αP）の粒径は、平均円相当径で１０〜４０μｍであることが必要である。尚、ポリゴナルフェライト相（αP）の粒径の好ましい範囲は、平均円相当径で１５〜３５μｍ程度である。 In the steel material of the present invention, it is also an important requirement that the average equivalent circle diameter of the polygonal ferrite phase (α P ) is 10 to 40 μm. The grain size of the polygonal ferrite phase (α P ) affects the yield ratio YR and toughness. As the grain size of the polygonal ferrite phase (α P ) increases, the yield ratio YR tends to decrease and the toughness tends to deteriorate. When the grain size of the polygonal ferrite phase (α P ) is less than 10 μm in terms of the average equivalent circle diameter, the yield ratio YR of the steel material is increased and the yield elongation El is also decreased. ) Yield ratio YR also becomes high. On the other hand, when the grain size of the polygonal ferrite phase (α P ) exceeds 40 μm in terms of the average equivalent circle diameter, the toughness of the steel material deteriorates and the toughness after cold forming also decreases. Therefore, the polygonal ferrite phase (α P ) needs to have an average equivalent circular diameter of 10 to 40 μm. In addition, the preferable range of the particle diameter of the polygonal ferrite phase (α P ) is about 15 to 35 μm in terms of an average equivalent circle diameter.

本発明の高張力鋼材を製造するには、基本的には上記のように化学成分組成を調整した溶鋼から、連鋳法あるいは造塊法により作製された鋼スラブを用いて、加熱−熱間圧延−冷却−熱処理の工程を経ることによって製造できるが、その際に各工程の条件を適切にしてミクロ組織が上記の規定範囲となるように適切に制御する必要がある（後記実施例参照）。   In order to produce the high-tensile steel material of the present invention, basically, a steel slab produced by a continuous casting method or an ingot-making method is used from a molten steel whose chemical composition is adjusted as described above. Although it can manufacture by passing through the process of rolling-cooling-heat processing, it is necessary to control appropriately so that the microstructure may become said regulation range by making the conditions of each process appropriate in that case (refer the below-mentioned example). .

上記のような高張力鋼材を冷間成形して冷間成形鋼管とすることによって、例えば円形鋼管曲げ外面側ｔ／４部での降伏比：８５％以下である特性を発揮する鋼管が得られる。こうした鋼管は、前記鋼材から得られる鋼板の板厚をｔ（ｍｍ）、鋼管の直径または外側冷間曲がり部直径をｄ（ｍｍ）としたときに、これらの比（ｔ／ｄ）が０．１０以下である冷間成形部位を有するものとなる。このｔ／ｄが１０％を超えるような冷間加工では、引張り変形側の降伏比が加工後において８５％を超えてしまうので、降伏比の上昇を抑えるために、熱間、温間での成形、或は成形後の応力除去焼鈍処理（前記ＳＲ処理）が必要となる。即ち、本発明の冷間成形鋼管では冷間成形されたままのものでも上記特性を満足できるものとなる。   By cold forming the high-tensile steel material as described above to form a cold-formed steel pipe, for example, a steel pipe exhibiting a characteristic that the yield ratio at the t / 4 part of the bent steel pipe outer surface side is 85% or less is obtained. . Such a steel pipe has a ratio (t / d) of 0.00 when the thickness of the steel plate obtained from the steel material is t (mm) and the diameter of the steel pipe or the outer cold bend diameter is d (mm). It has a cold-forming part which is 10 or less. In cold working such that t / d exceeds 10%, the yield ratio on the tensile deformation side exceeds 85% after working. Therefore, in order to suppress an increase in the yield ratio, Molding or a stress-relieving annealing process (the SR process) after molding is required. That is, the cold-formed steel pipe of the present invention can satisfy the above characteristics even if it is cold-formed.

尚、比（ｔ／ｄ）が０．１０以下となるような加工方法については、プレス曲げ成形に限定されるものでなく、例えばローラ曲げ、圧縮プレス、スピニング等の適用も可能である。また曲げ温度は、常温のみならず、本発明の鋼板の材質を損なわない程度（４００℃程度）の温度まで許容できる。また本発明の冷間成形鋼管は、その断面形状が円形、角形のいずれも含まれるものである。また、前記外側冷間曲がり部直径は、冷間成形（曲げ加工）された部位における曲率直径を意味し、鋼管の断面形状が円形のときは、外側冷間曲がり部直径は鋼管外径と一致することになる。   In addition, about the processing method in which ratio (t / d) becomes 0.10 or less, it is not limited to press bending molding, For example, roller bending, a compression press, spinning, etc. are applicable. The bending temperature is acceptable not only at room temperature but also up to a temperature that does not impair the material of the steel sheet of the present invention (about 400 ° C.). Further, the cold-formed steel pipe of the present invention includes both circular and square cross-sectional shapes. The outer cold bend diameter means the curvature diameter at the cold-formed (bent) portion. When the cross-sectional shape of the steel pipe is circular, the outer cold bend diameter matches the outer diameter of the steel pipe. Will do.

以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することは勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。   Hereinafter, the present invention will be described in more detail by way of examples.However, the present invention is not limited by the following examples as a matter of course, and may be implemented with modifications within a range that can meet the gist of the preceding and following descriptions. Of course, they are all possible and are included in the technical scope of the present invention.

［実施例１］
下記表１、２に示す化学成分組成の鋼を通常の溶製方法によって溶製し、鋼スラブとした後、下記に示すいずれかの処理を行い（タイプ１〜５）、鋼板を製造した。尚、表１、２には、前記（１）式で規定されるＣＥＮ値と［Ｍｎ］／［Ｃ］の値についても示した。このときの製造条件を、下記表３、４に示す。 [Example 1]
Steels having chemical composition shown in the following Tables 1 and 2 were melted by a normal melting method to form a steel slab, and then any of the following treatments were performed (types 1 to 5) to produce steel plates. Tables 1 and 2 also show the CEN value and the value of [Mn] / [C] defined by the equation (1). The manufacturing conditions at this time are shown in Tables 3 and 4 below.

［処理手順］
タイプ１：制御圧延（ＣＲ）を行った後、焼準（Ｎ）を行った（後記試験Ｎｏ．１）。
タイプ２：制御圧延後、加速冷却した（後記試験Ｎｏ．２）。
タイプ３：制御圧延（ＣＲ）を行った後、焼準（Ｎ）を行い、引き続き二相域温度で焼入れ（Ｑ’）を行った（後記試験Ｎｏ．３）。
タイプ４：制御圧延（ＣＲ）を行った後、二相域温度で焼入れ（Ｑ’）および焼戻し（テンパ：Ｔ）を行った（後記試験Ｎｏ．５）。
タイプ５：制御圧延（ＣＲ）を行った後、焼準（Ｎ）を行い、引き続き二相域温度で焼入れ（Ｑ’）および焼戻し（テンパ：Ｔ）を行った（後記試験Ｎｏ．４、６〜４３）。 [Processing procedure]
Type 1: After controlled rolling (CR), normalizing (N) was performed (test No. 1 described later).
Type 2: Accelerated cooling was performed after controlled rolling (test No. 2 described later).
Type 3: After performing controlled rolling (CR), normalizing (N) was performed, followed by quenching (Q ′) at a two-phase region temperature (test No. 3 described later).
Type 4: After controlled rolling (CR), quenching (Q ′) and tempering (tempering: T) were performed at a two-phase region temperature (test No. 5 described later).
Type 5: After performing controlled rolling (CR), performing normalization (N), and subsequently performing quenching (Q ′) and tempering (tempering: T) at a two-phase region temperature (Test Nos. 4 and 6 described later) ~ 43).

得られた各高張力鋼板について、ｔ／ｄを０．１０とし、冷間プレス成形（プレスベンド法）を行い、円形鋼管を作製した（即ち、鋼管の外径をＤとしたときｔ／Ｄが０．１０の円形鋼管）。鋼板のｔ／４部（ｔ：板厚）における機械的特性（降伏強度ＹＳ、引張強さＴＳ、降伏伸び）、ミクロ組織における各相の面積分率、フェライト粒径、および鋼管の管軸と平行方向（Ｌ方向）の機械的特性（降伏比ＹＲ、引張強さＴＳおよび靭性ｖＴｒｓ）を測定し、下記の基準で材質を評価した。   About each obtained high strength steel plate, t / d was set to 0.10, cold press forming (press bend method) was performed, and a circular steel pipe was produced (that is, t / D when the outer diameter of a steel pipe is set to D). 0.10 round steel pipe). Mechanical properties (yield strength YS, tensile strength TS, yield elongation) in t / 4 part (t: thickness) of steel sheet, area fraction of each phase in microstructure, ferrite grain size, and tube axis of steel pipe The mechanical properties (yield ratio YR, tensile strength TS, and toughness vTrs) in the parallel direction (L direction) were measured, and the materials were evaluated according to the following criteria.

［材質評価基準］
材質評価基準としては、鋼管の曲げ外面側ｔ／４部における管軸方向での引張強さＴＳ：４９０〜６７０ＭＰａ、降伏比ＹＲ：８５％以下、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）：−１０℃以下を目標に設定した。また、鋼管における上記特性を満足させるために、鋼板段階での降伏比ＹＲ：７５％以下、降伏伸び：０．６％以上、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）：−３０℃以下を目標値として設定した。 [Material Evaluation Criteria]
As the material evaluation criteria, the tensile strength TS in the tube axis direction at the bending outer surface side t / 4 part of the steel pipe: 490 to 670 MPa, the yield ratio YR: 85% or less, the fracture surface transition temperature (vTrs): −10 ° C. or less Was set as a goal. Further, in order to satisfy the above characteristics in the steel pipe, the yield ratio YR at the steel plate stage: 75% or less, yield elongation: 0.6% or more, fracture surface transition temperature (vTrs): −30 ° C. or less are set as target values. did.

機械的特性（鋼板および鋼管）の評価方法、靭性評価方法、並びにミクロ組織測定方法は下記の通りである。   Evaluation methods of mechanical properties (steel plates and steel pipes), toughness evaluation methods, and microstructure measurement methods are as follows.

［機械的特性の評価方法］
鋼板のｔ／４部（ｔは板厚）からＬ方向（圧延方向）、および鋼管の外側ｔ／４部の管軸に平行方向（鋼板の主圧延方向に相当）に、ＪＩＳ Ｚ ２２０１ ４号試験片を採取してＪＩＳ Ｚ ２２４１の要領で引張試験を行ない、鋼板の引張強度ＴＳ、降伏比ＹＲ[降伏強度ＹＳ（上降伏点ＹＰまたは０．２％耐力σ0.2）／引張強度ＴＳ]、降伏伸び、および鋼管の引張強度ＴＳ、降伏比ＹＲ[（上降伏点ＹＰまたは０．２％耐力σ0.2）／引張強度ＴＳ]を測定した。 [Mechanical property evaluation method]
JIS Z 2201 No. 4 from t / 4 part (t is the plate thickness) of the steel plate to the L direction (rolling direction) and parallel to the tube axis of the outer t / 4 part of the steel pipe (corresponding to the main rolling direction of the steel plate) A specimen was collected and subjected to a tensile test in accordance with JIS Z 2241. The tensile strength TS of the steel sheet, the yield ratio YR [yield strength YS (upper yield point YP or 0.2% yield strength σ 0.2 ) / tensile strength TS], Yield elongation, tensile strength TS of steel pipe, yield ratio YR [(upper yield point YP or 0.2% yield strength σ 0.2 ) / tensile strength TS] were measured.

［靭性評価方法］
鋼板の圧延方向のｔ／４部、および鋼管の管軸に平行方向（鋼板の主圧延方向）の曲げ外側ｔ／４部の夫々から、ＪＩＳ Ｚ ２２０２ ４号試験片を採取してＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠してシャルピー衝撃試験を行ない、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を測定した。 [Toughness evaluation method]
JIS Z 2204 No. 4 test specimens were collected from t / 4 parts in the rolling direction of the steel sheet and t / 4 parts outside the bend in the direction parallel to the tube axis of the steel pipe (main rolling direction of the steel sheet). The fracture surface transition temperature (vTrs) was measured by performing a Charpy impact test according to the above.

［ミクロ組織測定方法］
鋼板の焼戻し前においては、レペラ試薬でエッチングしたミクロ組織の写真を画像解析して、焼入れまま島状マルテンサイト相の面積分率（ＳM1：塊状の白色部）を測定した。また鋼板の焼戻し後において、レペラ試薬でエッチングしたミクロ組織の写真を画像解析して、島状マルテンサイト相の面積分率（ＳM2：フェライトを除く塊状の白色部）と、パーライトを含む、黒色エッチング部の面積分率（ＳP2）を測定した。これらの結果から、焼戻しマルテンサイトの面積分率（ＳTM）を（ＳM1−ＳM2）として、パーライト（Ｐ）の面積分率（ＳP）を、（ＳP2−ＳTM）として算出した。フェライトの粒径については、ＪＩＳ Ｇ ０５５２（２００５年改正前のＪＩＳ規格）の切断法によって測定した。 [Microstructure measurement method]
Before the tempering of the steel sheet, a photograph of the microstructure etched with the repeller reagent was subjected to image analysis, and the area fraction of the island-like martensite phase (S M1 : massive white part) was measured as quenched. Also after tempering of the steel sheet, a photograph of microstructure etched with Repera reagents and image analysis, the area fraction of the island martensite phase: and (S M2 white portion of the mass except ferrite), perlite, black The area fraction (S P2 ) of the etched part was measured. From these results, the area fraction (S TM ) of tempered martensite was calculated as (S M1 -S M2 ), and the area fraction (S P ) of pearlite (P) was calculated as (S P2 -S TM ). . The ferrite particle size was measured by the cutting method of JIS G 0552 (JIS standard before the 2005 revision).

上記の材質基準を満足する鋼管について、溶接性（耐溶接割れ性およびＨＡＺ靭性）を下記の方法によって評価した。   The steel pipes that satisfy the above-mentioned material standards were evaluated for weldability (weld crack resistance and HAZ toughness) by the following methods.

［耐溶接割れ性］
ＪＩＳ Ｚ ３１５８に規定されたｙ形溶接割れ試験法に従い、入熱量：１．７ｋＪ／ｍｍで炭酸ガス溶接を行ない、ルート割れ防止予熱温度を測定した。このとき引張強度４９０ＭＰａ級鋼については、加速冷却鋼と同等で実質的に予熱不要となる２５℃以下を合格とした。また引張強度５９０ＭＰａ級鋼については、従来鋼と同等の５０℃以下を合格とした。 [Weld crack resistance]
According to the y-type weld crack test method defined in JIS Z 3158, carbon dioxide gas welding was performed at a heat input of 1.7 kJ / mm, and the root crack prevention preheating temperature was measured. At this time, about the tensile strength 490 MPa class steel, 25 degrees C or less which is equivalent to accelerated cooling steel and does not need preheating substantially was set as the pass. Moreover, about tensile strength 590MPa class steel, 50 degrees C or less equivalent to the conventional steel was set as the pass.

［ＨＡＺ靭性］
入熱量１０ｋＪ／ｍｍの両面サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）のシーム溶接を行い（Ｘ開先）、曲げ外面側ｔ／４部から管軸と直角方向にシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２０４ ４号）を採取し、ボンド＋１ｍｍ部（ボンド部から母材側に１ｍｍの部分）の０℃における平均衝撃吸収エネルギーｖＥ0を求めた（３回試験の平均値）。平均ｖＥ0が７０Ｊ以上を合格とした。 [HAZ toughness]
Double-sided submerged arc welding (SAW) seam welding with a heat input of 10 kJ / mm (X groove) was performed, and a Charpy impact test piece (JIS Z 2204 No. 4) was perpendicular to the tube axis from the bending outer surface side t / 4. The sample was collected, and the average impact absorption energy vE 0 at 0 ° C. of the bond + 1 mm part (1 mm part from the bond part to the base metal side) was determined (average value of three tests). The average vE 0 was 70 J or more.

鋼板のミクロ組成および機械的特性を下記表５、６に、溶接性試験結果を鋼管の機械的特性および変態点温度（Ａｃ1変態点、Ａｃ3変態点）等と共に下記表７、８に示す。 The micro-composition and mechanical properties of the steel sheet are shown in Tables 5 and 6 below, and the weldability test results are shown in Tables 7 and 8 below together with the mechanical properties and transformation point temperatures (Ac 1 transformation point, Ac 3 transformation point) of the steel pipe. .

これらの結果から、次のように考察できる。まず、試験Ｎｏ．１は、焼準型鋼板であり、Ｍｏを過剰に含有するものであり、しかもＣＥＮ値が本発明の好ましい上限を超えているため、耐溶接割れ性に劣り、ＨＡＺ靭性も低位である。   From these results, it can be considered as follows. First, test no. No. 1 is a normalizing steel plate that contains Mo excessively, and since the CEN value exceeds the preferable upper limit of the present invention, the weld crack resistance is inferior and the HAZ toughness is also low.

試験Ｎｏ．２は、本発明で規定する化学成分を満足する鋼材の加速冷却まま材であり、降伏伸びが小さくなり、冷間加工後の降伏比ＹＲが目標値の８５％以下を満足しないものとなっている。   Test No. No. 2 is an accelerated cooling steel material that satisfies the chemical composition defined in the present invention, yield elongation decreases, and the yield ratio YR after cold working does not satisfy 85% or less of the target value. Yes.

試験Ｎｏ．３のものは、本発明で規定する化学成分を満足する鋼材のＮ−Ｑ’まま材であり、焼入れまま島状マルテンサイト相が多く、鋼板および鋼管の靭性に劣っている。試験Ｎｏ．９と１１は、ＣＥＮ値が０．４０％以上なので、溶接割れ防止温度が２５℃以下を満足していない。試験Ｎｏ．１０のものは、ＣＥＮ値が本発明で規定する範囲を下回るものであり、フェライト分率が大きく、パーライト分率が小さいため、鋼板および鋼管の引張強度ＴＳが目標値を満足していない。   Test No. No. 3 is a steel N-Q 'as it is that satisfies the chemical composition defined in the present invention, and it has many island-like martensite phases as quenched, and is inferior in the toughness of steel plates and steel pipes. Test No. Since 9 and 11 have a CEN value of 0.40% or more, the weld cracking prevention temperature does not satisfy 25 ° C. or less. Test No. No. 10 has a CEN value lower than the range defined in the present invention, and has a large ferrite fraction and a small pearlite fraction, so that the tensile strength TS of the steel sheet and the steel pipe does not satisfy the target value.

試験Ｎｏ．１２は、比［Ｍｎ］／［Ｃ］が本発明で規定する範囲よりも大きくなっており、降伏伸びが小さくなっており、冷間加工後の降伏比ＹＲが目標値を上回っている。   Test No. No. 12, the ratio [Mn] / [C] is larger than the range defined in the present invention, the yield elongation is small, and the yield ratio YR after cold working exceeds the target value.

試験Ｎｏ．１３は、Ｃ含有量が本発明で規定する範囲より多くなっており、パーライト分率が大きく、鋼材、冷間加工後の靭性に劣っている。試験Ｎｏ．１６は、Ｓｉ含有量が本発明で規定する範囲よりも少なくなっており、焼戻しマルテンサイト分率が小さく、鋼板、冷間成型後の引張強度が目標値を満足していない。   Test No. In No. 13, the C content is larger than the range specified in the present invention, the pearlite fraction is large, and the toughness after cold working is inferior to the steel material. Test No. In No. 16, the Si content is less than the range specified in the present invention, the tempered martensite fraction is small, and the tensile strength after cold forming of the steel sheet does not satisfy the target value.

試験Ｎｏ．１７は、Ｓｉ含有量が本発明で規定する範囲よりも多くなっており、焼戻しマルテンサイト分率が大きく、鋼板、冷間成型後の降伏比ＹＲ、靭性が目標値を満足していない。試験Ｎｏ．２０は、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が本発明で規定する範囲よりも少なくなっており、フェライト粒径が粗大となり、鋼板および冷間成形後の靭性に劣るものとなっている。試験Ｎｏ．２１は、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が本発明で規定する範囲よりも多くなっており、非金属介在物の生成密度が大きくなっていることが予想され、ＨＡＺ靭性が劣っている。   Test No. In No. 17, the Si content is larger than the range specified in the present invention, the tempered martensite fraction is large, and the steel sheet, the yield ratio YR after cold forming, and the toughness do not satisfy the target values. Test No. 20 is sol. The Al content is less than the range defined in the present invention, the ferrite grain size becomes coarse, and the steel sheet and the toughness after cold forming are inferior. Test No. 21 is sol. The Al content is larger than the range specified in the present invention, the generation density of non-metallic inclusions is expected to increase, and the HAZ toughness is inferior.

試験Ｎｏ．２４は、Ｎ含有量が本発明で規定する範囲よりも少なくなっており、降伏伸びが小さくたるため、冷間成形後の降伏比ＹＲが目標値を満足しなくなっている。また、鋼板および鋼管の靭性に劣るものとなっている。試験Ｎｏ．２５は、Ｎ含有量が本発明で規定する範囲よりも多くなっており、鋼板および鋼管の靭性に劣っている。   Test No. In No. 24, the N content is less than the range defined in the present invention, and the yield elongation is small. Therefore, the yield ratio YR after cold forming does not satisfy the target value. Moreover, it is inferior to the toughness of a steel plate and a steel pipe. Test No. In No. 25, the N content is larger than the range specified in the present invention, and the toughness of the steel plate and the steel pipe is inferior.

試験Ｎｏ．２７は、Ｃｒ含有量が本発明で規定する好ましい範囲よりも多くなっており、パーライト分率が大きくなっており、鋼板および鋼管の靭性に劣ると共に、ＨＡＺ靭性も低位である。試験Ｎｏ．２９は、Ｃｕ含有量が本発明で規定する好ましい範囲よりも多くなっており、降伏伸びが小さくなっており、冷間成形後（鋼管）の降伏比ＹＲが目標値を満足しない。   Test No. In No. 27, the Cr content is larger than the preferred range defined in the present invention, the pearlite fraction is large, the toughness of the steel plate and the steel pipe is inferior, and the HAZ toughness is also low. Test No. In No. 29, the Cu content is larger than the preferable range defined in the present invention, the yield elongation is small, and the yield ratio YR after cold forming (steel pipe) does not satisfy the target value.

試験Ｎｏ．３１は、Ｎｉ含有量が本発明で規定する好ましい範囲よりも多くなっており、降伏伸びおよびフェライト粒径が小さくなっており、鋼板および鋼管の降伏比ＹＲが目標値を満足しない。試験Ｎｏ．３３は、Ｎｂ含有量が本発明で規定する好ましい範囲よりも多くなっており、降伏伸びおよびフェライト粒径が小さくなっており、鋼板および鋼管の降伏比ＹＲが目標値を満足せず、また溶接後の固溶Ｎｂ増加によってＨＡＺ靭性が低下している。   Test No. In No. 31, the Ni content is larger than the preferred range specified in the present invention, the yield elongation and ferrite grain size are small, and the yield ratio YR of the steel sheet and steel pipe does not satisfy the target value. Test No. In No. 33, the Nb content is larger than the preferred range defined in the present invention, the yield elongation and the ferrite grain size are small, the yield ratio YR of the steel sheet and steel pipe does not satisfy the target value, and welding is performed. The HAZ toughness is lowered due to the subsequent increase in the dissolved Nb.

試験Ｎｏ．３６は、Ｔｉ含有量が本発明で規定する好ましい範囲よりも多くなっており、鋼管の降伏比ＹＲが高く、鋼管の靭性とＨＡＺ靭性が低下している。試験Ｎｏ．３８は、Ｃａ含有量が本発明で規定する好ましい範囲よりも多くなっており、非金属介在物が増加していることが予想され、ＨＡＺ靭性が劣化している。試験Ｎｏ．４０は、ＲＥＭ含有量が本発明で規定する好ましい範囲よりも多くなっており、非金属介在物が増加していることが予想され、ＨＡＺ靭性が劣化している。   Test No. In No. 36, the Ti content is larger than the preferred range specified in the present invention, the yield ratio YR of the steel pipe is high, and the toughness and the HAZ toughness of the steel pipe are lowered. Test No. In No. 38, the Ca content is larger than the preferable range defined in the present invention, and it is expected that nonmetallic inclusions are increased, and the HAZ toughness is deteriorated. Test No. In No. 40, the REM content is larger than the preferred range specified in the present invention, and it is expected that nonmetallic inclusions are increased, and the HAZ toughness is deteriorated.

試験Ｎｏ．４１は、本発明で規定する化学成分（好ましい成分も含む）以外のＢを含有させたものであり、ポリゴナルフェライト（αp）の分率が小さくなっており、ベイナイト相（Ｂ）が生成するため、降伏伸びが小さくなっており、鋼板および鋼管の降伏比ＹＲが高くなっている。また、ＨＡＺ靭性も低くなっている。試験Ｎｏ．４３は、Ｍｏ含有量が本発明で規定する好ましい範囲よりも多くなっており、焼戻しマルテンサイトの分率が大きくなっており、降伏伸びが小さくなっており、冷間成形後（鋼管）の降伏比ＹＲが目標値を満足しない。 Test No. 41 contains B other than the chemical components (including preferred components) defined in the present invention, and the fraction of polygonal ferrite (α p ) is small, and a bainite phase (B) is formed. Therefore, the yield elongation is small, and the yield ratio YR of the steel plate and the steel pipe is high. Also, the HAZ toughness is low. Test No. No. 43 has a Mo content larger than the preferred range specified in the present invention, has a large tempered martensite fraction, has a low yield elongation, and yields after cold forming (steel pipe). The ratio YR does not satisfy the target value.

これに対して、試験Ｎｏ．５のものは、本発明で規定する化学成分組成の鋼材にＣＲ−Ｑ’Ｔを施したものであり、全ての特性において目標値を満足するものとなっている。また試験Ｎｏ．４，６〜８，１４，１５，１８，１９，２２，２３，２６，２８，３０，３２，３４，３５，３７，３９，４２のものは、本発明で規定する全ての要件を満足するものであり、全ての特性において目標値を満足するものとなっている。尚、試験Ｎｏ．１１のものは、ＣＥＮ値が本発明で規定する好ましい範囲を上回る鋼種を用いたものであり、耐溶接割れ性が若干低下しているが、他の要件は概ね良好である。   In contrast, test no. No. 5 is obtained by applying CR-Q'T to a steel material having a chemical composition defined in the present invention, and satisfies the target values in all characteristics. In addition, Test No. 4,6-8,14,15,18,19,22,23,26,28,30,32,34,35,37,39,42 satisfy all requirements defined in the present invention. Therefore, all the characteristics satisfy the target values. Test No. No. 11 is a steel type having a CEN value exceeding the preferable range defined in the present invention, and the weld crack resistance is slightly lowered, but other requirements are generally good.

また本発明で規定する要件を満足する鋼板について、日本建築学会の鋼構造建築溶接部の超音波検査規準・同付則表に定義されたＳＴＢ音速比（Ｖ／ＶSTB）を主圧延方向（Ｌ方向）および主圧延方向に直角方向（Ｃ方向）について測定し、付則表１に従ってＳＴＢとの音速差の有無の判定を行ったところ、１．０〜１．０１０であり、付則表１のＶ／ＶSTBの合格範囲である０．９９５≦Ｖ／ＶSTB≦１．０１５（板厚：２０ｍｍ超えを公称屈折角度７０°の探傷子で探傷する場合）を満足するものであり、音響異方性がない鋼板であると判断できた。 In addition, for steel plates that satisfy the requirements specified in the present invention, the STB sound velocity ratio (V / V STB ) defined in the ultrasonic inspection standards and appendix table for steel structure building welds of the Architectural Institute of Japan is used in the main rolling direction (L Direction) and the direction perpendicular to the main rolling direction (C direction), and whether or not there is a difference in sound velocity with STB according to Appendix Table 1 is 1.0 to 1.010. / V STB pass range of 0.995 ≦ V / V STB ≦ 1.015 (plate thickness: when flaw detection is performed with a probe with a nominal refraction angle of 70 ° exceeding 20 mm), and acoustic anisotropic It was judged that the steel sheet had no properties.

［実施例２］
下記表９、１０に示す化学成分組成の鋼を通常の溶製方法によって溶製し、鋼スラブとした後、下記に示すいずれかの処理を行い（タイプ１〜５）、鋼板を製造した。尚、表１、２には、前記（１）式で規定されるＣＥＮ値と［Ｍｎ］／［Ｃ］の値についても示した。このときの製造条件を、下記表１１、１２に示す。 [Example 2]
Steels having the chemical composition shown in Tables 9 and 10 below were melted by a normal melting method to form a steel slab, and then any of the following treatments (types 1 to 5) were performed to manufacture steel plates. Tables 1 and 2 also show the CEN value and the value of [Mn] / [C] defined by the equation (1). The production conditions at this time are shown in Tables 11 and 12 below.

［処理手順］
タイプ１：制御圧延（ＣＲ）を行った後、焼準（Ｎ）を行なった（後記試験Ｎｏ．４４）。
タイプ２：制御圧延後、加速冷却した（後記試験Ｎｏ．４５）。
タイプ３：制御圧延（ＣＲ）を行った後、焼準（Ｎ）を行い、引き続き二相域温度で焼入れ（Ｑ’）を行った（後記試験Ｎｏ．４６）。
タイプ４：制御圧延（ＣＲ）を行った後、二相域温度で焼入れ（Ｑ’）および焼戻し（テンパ：Ｔ）を行った（後記試験Ｎｏ．４８）。
タイプ５：制御圧延（ＣＲ）を行った後、焼準（Ｎ）を行い、引き続き二相域温度で焼入れ（Ｑ’）および焼戻し（テンパ：Ｔ）を行った（後記試験Ｎｏ．４７、４９〜８６） [Processing procedure]
Type 1: After performing controlled rolling (CR), normalizing (N) was performed (test No. 44 described later).
Type 2: Accelerated cooling was performed after controlled rolling (test No. 45 described later).
Type 3: After performing controlled rolling (CR), normalizing (N) was performed, followed by quenching (Q ′) at a two-phase region temperature (test No. 46 described later).
Type 4: After controlled rolling (CR), quenching (Q ′) and tempering (tempering: T) were performed at a two-phase region temperature (test No. 48 described later).
Type 5: After performing controlled rolling (CR), normalizing (N) was performed, followed by quenching (Q ′) and tempering (tempering: T) at a two-phase region temperature (test Nos. 47 and 49 described later). ~ 86)

得られた各高張力鋼板について、ｔ／ｄを０．１０とし、冷間プレス成形（プレズベンド法）を行い、円形鋼管を作製した（即ち、鋼管の外径をＤとしたときｔ／Ｄが０．１０の円形鋼管）。鋼板のｔ／４部（ｔ：板厚）における機械的特性（降伏強度ＹＳ、引張強さＴＳ、降伏伸び）、ミクロ組織における各相の面積分率、フェライト粒径、および鋼管の管軸と平行方向（Ｌ方向）の機械的特性（降伏比ＹＲ、引張強さＴＳおよび靭性ｖＴｒｓ）を測定し、下記の基準で材質を評価した。   About each obtained high-tensile steel plate, t / d was set to 0.10, cold press forming (pres bend method) was performed, and a circular steel pipe was produced (that is, t / D was D when the outer diameter of the steel pipe was D). 0.10 round steel pipe). Mechanical properties (yield strength YS, tensile strength TS, yield elongation) in the t / 4 part (t: thickness) of the steel plate, area fraction of each phase in the microstructure, ferrite grain size, and tube axis of the steel pipe The mechanical properties (yield ratio YR, tensile strength TS, and toughness vTrs) in the parallel direction (L direction) were measured, and the materials were evaluated according to the following criteria.

［材質評価基準］
材質評価基準としては、鋼管の曲げ外面側ｔ／４部における管軸方向での引張強さＴＳ：５９０〜７４０ＭＰａ、降伏比ＹＲ：８５％以下、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）：−５℃以下を目標に設定した。また、鋼管における上記特性を満足させるために、鋼板段階での降伏比ＹＲ：７５％以下、降伏伸び：０．６％以上、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）：−２５℃以下に目標値として設定した。 [Material Evaluation Criteria]
As the material evaluation criteria, the tensile strength TS in the tube axis direction at the bending outer surface side t / 4 part of the steel pipe is 590 to 740 MPa, the yield ratio YR is 85% or less, the fracture surface transition temperature (vTrs) is −5 ° C. or less. Was set as a goal. Further, in order to satisfy the above characteristics in the steel pipe, the yield ratio YR at the steel plate stage: 75% or less, yield elongation: 0.6% or more, fracture surface transition temperature (vTrs): set to -25 ° C. or less as target values did.

機械的特性（鋼板および鋼管）の評価方法、靭性評価方法、ミクロ組織測定方法、鋼管の溶接性（耐溶接割れ性およびＨＡＺ靭性）等の評価方法は、実施例１と同じである。鋼板のミクロ組成および機械的特性を下記表１３、１４に、溶接性試験結果を鋼管の機械的特性および変態点温度（Ａｃ1変態点、Ａｃ3変態点）等と共に下記表１５、１６に示す。 Evaluation methods for mechanical properties (steel plate and steel pipe), toughness evaluation method, microstructure measurement method, steel pipe weldability (weld crack resistance and HAZ toughness) and the like are the same as those in Example 1. The micro-composition and mechanical properties of the steel sheet are shown in Tables 13 and 14 below, and the weldability test results are shown in Tables 15 and 16 below together with the mechanical properties and transformation point temperature (Ac 1 transformation point, Ac 3 transformation point) of the steel pipe. .

これらの結果から、次のように考察できる。まず、試験Ｎｏ．４４は、ＱＱ’Ｔ型鋼板であり、少量のポリゴナルフェライトを含むベイナイト主体のミクロ組織となり、鋼板の降伏比ＹＲが高く、降伏伸びも小さいため、冷間成形後の降伏比ＹＲが高くなり、目標値の８５％以下を満足しないものとなっている。   From these results, it can be considered as follows. First, test no. No. 44 is a QQ'T type steel sheet, which has a bainite-based microstructure containing a small amount of polygonal ferrite, and the yield ratio YR of the steel sheet is high and the yield elongation is small, so the yield ratio YR after cold forming is high. , 85% or less of the target value is not satisfied.

試験Ｎｏ．４５は、本発明で規定する化学成分を満足する鋼材の直接焼入れ（ＤＱ）−Ｑ’まま材であり、降伏伸びが小さくなり、島状マルテンサイトが存在するため、鋼板の靭性に劣る。また、冷間加工後の降伏比ＹＲが高くなり、目標値の８５％以下を満足しないものとなっている。   Test No. No. 45 is a steel that is directly quenched (DQ) -Q 'that satisfies the chemical components defined in the present invention, and the yield elongation is reduced and island martensite is present, so the steel sheet is inferior in toughness. Moreover, the yield ratio YR after cold working becomes high and does not satisfy 85% or less of the target value.

試験Ｎｏ．４６のものは、本発明で規定する化学成分を満足する鋼材のＮ−Ｑ’まま材であり、焼入れまま島状マルテンサイト相が多く、鋼板および鋼管の靭性に劣っている。
試験Ｎｏ．５０，５１，５３のものは、ＣＥＮ値が本発明で規定する好ましい範囲を下回っているため、鋼板および鋼管の引張強度ＴＳが目標値を満足していない。 Test No. No. 46 is an NQ ′ as-is material of the steel material that satisfies the chemical composition defined in the present invention, has many as-quenched island martensite phases, and is inferior in the toughness of steel plates and steel pipes.
Test No. In 50, 51, and 53, the CEN value is lower than the preferred range defined in the present invention, so the tensile strength TS of the steel sheet and steel pipe does not satisfy the target value.

試験Ｎｏ．５４は、ＣＥＮ値が本発明で規定する範囲（好ましい範囲）を上回る鋼種を用いたものであり、耐溶接割れ性が劣っている。試験Ｎｏ．５５は、フェライト粒径が小さく、しかも比［Ｍｎ］／［Ｃ］が本発明で規定する範囲よりも大きくなっており（ＣＥＮ値も本発明で規定する好ましい範囲を下回っている）、降伏伸びが小さくなっており、冷間加工後の降伏比ＹＲが目標値を上回っている。   Test No. No. 54 is a steel type having a CEN value exceeding the range (preferable range) defined in the present invention, and has poor weld crack resistance. Test No. No. 55 has a small ferrite particle size, and the ratio [Mn] / [C] is larger than the range defined in the present invention (the CEN value is also lower than the preferred range defined in the present invention). The yield ratio YR after cold working exceeds the target value.

試験Ｎｏ．５６は、Ｃ含有量が本発明で規定する範囲より多くなっており、パーライト分率が大きく、鋼材、冷間加工後の靭性に劣っている。試験Ｎｏ．５９は、Ｓｉ含有量が本発明で規定する範囲よりも少なくなっており、焼戻しマルテンサイト分率が小さく、鋼板、冷間成型後の引張強度が目標値を満足していない。   Test No. No. 56 has a C content greater than the range specified in the present invention, has a large pearlite fraction, and is inferior in steel and cold work toughness. Test No. In No. 59, the Si content is less than the range defined in the present invention, the tempered martensite fraction is small, and the tensile strength after cold forming of the steel sheet does not satisfy the target value.

試験Ｎｏ．６０は、Ｓｉ含有量が本発明で規定する範囲よりも多くなっており、焼戻しマルテンサイト分率が大きく、鋼板、冷間成型後の降伏比ＹＲ、靭性が目標値を満足しておらず、ＨＡＺ靭性も劣化している。試験Ｎｏ．６３は、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が本発明で規定する範囲よりも少なくなっており、フェライト粒径が粗大となり、鋼板および冷間成形後の靭性に劣るものとなっている。試験Ｎｏ．６４は、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が本発明で規定する範囲よりも多くなっており、非金属介在物の生成密度が大きくなっていることが予想され、ＨＡＺ靭性が劣っている。   Test No. 60, the Si content is larger than the range specified in the present invention, the tempered martensite fraction is large, the steel sheet, the yield ratio YR after cold forming, the toughness does not satisfy the target value, HAZ toughness is also degraded. Test No. 63 is a sol. The Al content is less than the range defined in the present invention, the ferrite grain size becomes coarse, and the steel sheet and the toughness after cold forming are inferior. Test No. 64 is sol. The Al content is larger than the range specified in the present invention, the generation density of non-metallic inclusions is expected to increase, and the HAZ toughness is inferior.

試験Ｎｏ．６７は、Ｎ含有量が本発明で規定する範囲よりも少なくなっており、降伏伸びが小さくなるため、冷間成形後の降伏比ＹＲが目標値を満足しなくなっている。また、鋼板、鋼管の靭性およびＨＡＺ靭性に劣るものとなっている。試験Ｎｏ．６８は、Ｎ含有量が本発明で規定する範囲よりも多くなっており、鋼板、鋼管の靭性およびＨＡＺ靭性に劣っている。   Test No. In No. 67, the N content is less than the range specified in the present invention, and the yield elongation becomes small, so the yield ratio YR after cold forming does not satisfy the target value. Moreover, it is inferior to the toughness and HAZ toughness of a steel plate and a steel pipe. Test No. No. 68 has an N content higher than the range defined in the present invention, and is inferior in the toughness and HAZ toughness of steel plates and steel pipes.

試験Ｎｏ．７０は、Ｃｒ含有量が本発明で規定する好ましい範囲よりも多くなっており、パーライト分率が大きくなっており、鋼板および鋼管の靭性に劣ると共に、ＨＡＺ靭性も低位である。試験Ｎｏ．７２は、Ｃｕ含有量が本発明で規定する好ましい範囲よりも多くなっており、降伏伸びが小さくなっており、冷間成形後（鋼管）の降伏比ＹＲが目標値を満足しない。   Test No. No. 70 has a Cr content larger than the preferred range defined in the present invention, has a large pearlite fraction, is inferior in toughness of steel plates and steel pipes, and has low HAZ toughness. Test No. No. 72 has a Cu content larger than the preferable range defined in the present invention, yield elongation is small, and the yield ratio YR after cold forming (steel pipe) does not satisfy the target value.

試験Ｎｏ．７４は、Ｎｉ含有量が本発明で規定する好ましい範囲よりも多くなっており、降伏伸びおよびフェライト粒径が小さくなっており、鋼板および鋼管の降伏比ＹＲが目標値を満足しない。試験Ｎｏ．７６は、Ｎｂ含有量が本発明で規定する好ましい範囲よりも多くなっており、降伏伸びおよびフェライト粒径が小さくなっており、鋼板および鋼管の降伏比ＹＲが目標値を満足せず、また溶接後の固溶Ｎｂ増加によってＨＡＺ靭性が低下している。   Test No. In No. 74, the Ni content is larger than the preferred range specified in the present invention, the yield elongation and ferrite grain size are small, and the yield ratio YR of the steel sheet and steel pipe does not satisfy the target value. Test No. No. 76 has a Nb content larger than the preferred range specified in the present invention, the yield elongation and ferrite grain size are small, the yield ratio YR of the steel sheet and steel pipe does not satisfy the target value, and welding The HAZ toughness is lowered due to the subsequent increase in the dissolved Nb.

試験Ｎｏ．７９は、Ｔｉ含有量が本発明で規定する好ましい範囲よりも多くなっており、鋼管の降伏比ＹＲが高く、鋼管の靭性とＨＡＺ靭性が低下している。試験Ｎｏ．８１は、Ｃａ含有量が本発明で規定する好ましい範囲よりも多くなっており、非金属介在物が増加していることが予想され、ＨＡＺ靭性が劣化している。試験Ｎｏ．８３は、ＲＥＭ含有量が本発明で規定する好ましい範囲よりも多くなっており、非金属介在物が増加していることが予想され、ＨＡＺ靭性が劣化している。   Test No. In No. 79, the Ti content is larger than the preferred range specified in the present invention, the yield ratio YR of the steel pipe is high, and the toughness and the HAZ toughness of the steel pipe are lowered. Test No. No. 81 has a Ca content larger than the preferable range defined in the present invention, and it is expected that nonmetallic inclusions are increased, and HAZ toughness is deteriorated. Test No. In 83, the REM content is larger than the preferable range defined in the present invention, and it is expected that nonmetallic inclusions are increased, and the HAZ toughness is deteriorated.

試験Ｎｏ．８４は、本発明で規定する化学成分（好ましい成分も含む）以外のＢを含有させたものであり、ポリゴナルフェライト（αp）の分率が小さくなっており、ベイナイト相（Ｂ）が生成するため、降伏伸びが小さくなっており、鋼板および鋼管の降伏比ＹＲが高くなっている。また、ＨＡＺ靭性も低くなっている。試験Ｎｏ．８６は、Ｍｏ含有量が本発明で規定する好ましい範囲よりも多くなっており、焼戻しマルテンサイトの分率が大きくなっており、降伏伸びが小さくなっており、冷間成形後（鋼管）の降伏比ＹＲが目標値を満足しない。 Test No. No. 84 contains B other than the chemical components (including preferred components) defined in the present invention, and the fraction of polygonal ferrite (α p ) is small, and a bainite phase (B) is formed. Therefore, the yield elongation is small, and the yield ratio YR of the steel plate and the steel pipe is high. Also, the HAZ toughness is low. Test No. No. 86 has a Mo content larger than the preferred range specified in the present invention, the fraction of tempered martensite is large, the yield elongation is small, and yield after cold forming (steel pipe) The ratio YR does not satisfy the target value.

これに対して、試験Ｎｏ．４８のものは、本発明で規定する化学成分組成の鋼材にＣＲ−Ｑ’Ｔを施したものであり、全ての特性において目標値を満足するものとなっている。また試験Ｎｏ．４７，４９，５２，５７，５８，６１，６２，６５，６６，６９，７１，７３，７５，７７，７８，８０，８２，８５のものは、本発明で規定する全ての要件を満足するものであり、全ての特性において目標値を満足するものとなっている。尚、本発明で規定する要件を満足する鋼板について、実施例１と同様にして、音響異方性について調査したところ、前記Ｖ／ＶSTBの合格範囲である０．９９５≦Ｖ／ＶSTB≦１．０１５の範囲内にあることが確認できた。 In contrast, test no. No. 48 is obtained by applying CR-Q′T to a steel material having a chemical composition defined in the present invention, and satisfies the target values in all characteristics. In addition, Test No. 47, 49, 52, 57, 58, 61, 62, 65, 66, 69, 71, 73, 75, 77, 78, 80, 82, 85 satisfy all the requirements defined in the present invention. Therefore, all the characteristics satisfy the target values. It should be noted that the steel sheets satisfying the requirements stipulated in the present invention, in the same manner as in Example 1, was investigated acoustic anisotropy, 0.995 ≦ V / V STB ≦ is acceptable range of the V / V STB It was confirmed that it was within the range of 1.015.

試験Ｎｏ．６で得られた鋼板のミクロ組織を示す図面代用顕微鏡写真である（１００倍）。Test No. 6 is a drawing-substituting micrograph showing the microstructure of the steel sheet obtained in Step 6 (100 times). 試験Ｎｏ．６で得られた鋼板のミクロ組織を示す図面代用顕微鏡写真である（４００倍）。Test No. 6 is a drawing-substituting micrograph showing the microstructure of the steel sheet obtained in Step 6 (400 times). 試験Ｎｏ．４７で得られた鋼板のミクロ組織を示す図面代用顕微鏡写真である（１００倍）。Test No. 47 is a drawing-substituting micrograph showing the microstructure of the steel sheet obtained in 47 (100 ×). 試験Ｎｏ．４７で得られた鋼板のミクロ組織を示す図面代用顕微鏡写真である（４００倍）。Test No. 47 is a drawing-substituting micrograph showing the microstructure of the steel plate obtained in 47 (400 times).

Claims (12)

Ｃ：０．０７〜０．１８％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．０５〜０．７％、Ｍｎ：１．０〜１．７％（但し、Ｍｎ含有量［Ｍｎ］とＣ含有量［Ｃ］の比［Ｍｎ］／［Ｃ］≦２３）、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０８％およびＮ：０．００１〜０．００８％を夫々含有すると共に、下記（１）式で示されるＣＥＮ値が０．２３〜０．４５％の範囲内にあり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、且つミクロ組織が、ポリゴナルフェライト相：６５〜８５面積％、バンド状パーライト相：５〜２０面積％、フェライト粒界に存在する粒状の焼戻しマルテンサイト相：３〜１５面積％で構成されると共に、前記ポリゴナルフェライト相の平均円相当径が１０〜４０μｍであることを特徴とする、降伏比ＹＲが７５％以下で、降伏伸びが０．６％以上である溶接性および塑性変形能に優れた高張力鋼材。
ＣＥＮ＝［Ｃ］＋Ａ（ｃ）・{[Ｓｉ]／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｃｕ］／１５＋［Ｎｉ］／２０＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）／５} …（１）
但し、Ａ（ｃ）＝０．７５＋０．２５・ｔａｎｈ{２０（［Ｃ］−０．１２）}であり、［Ｃ］，[Ｓｉ]，［Ｍｎ］，［Ｃｕ］，［Ｎｉ］，［Ｃｒ］，［Ｍｏ］，［Ｎｂ］および［Ｖ］は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，ＮｂおよびＶの含有量（質量％）を示す。 C: 0.07 to 0.18% (meaning mass%, the same shall apply hereinafter), Si: 0.05 to 0.7%, Mn: 1.0 to 1.7% (provided that Mn content [Mn] And C content [C] ratio [Mn] / [C] ≦ 23), sol. Al: 0.005 to 0.08% and N: 0.001 to 0.008%, respectively, and the CEN value represented by the following formula (1) is within the range of 0.23 to 0.45% Yes, the balance is Fe and inevitable impurities, and the microstructure is polygonal ferrite phase: 65 to 85 area%, band-like pearlite phase: 5 to 20 area%, granular tempered martensite existing in ferrite grain boundaries The yield ratio YR is 75% or less and the yield elongation is 0.6, wherein the phase is composed of 3 to 15% by area and the average equivalent circle diameter of the polygonal ferrite phase is 10 to 40 μm. % High tensile strength steel with excellent weldability and plastic deformability.
CEN = [C] + A (c). {[Si] / 24 + [Mn] / 6 + [Cu] / 15 + [Ni] / 20 + ([Cr] + [Mo] + [Nb] + [V]) / 5 } (1)
However, A (c) = 0.75 + 0.25 · tanh {20 ([C] −0.12)}, and [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Ni [Cr], [Mo], [Nb] and [V] indicate the contents (mass%) of C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, Nb and V, respectively. 前記（１）式で示されるＣＥＮ値が０．２３％以上、０．３９％未満の範囲内にあり、引張強度が４９０〜６７０ＭＰａのものである請求項１に記載の高張力鋼材。   The high-tensile steel material according to claim 1, wherein the CEN value represented by the formula (1) is in the range of 0.23% to less than 0.39%, and the tensile strength is 490 to 670 MPa. 更に、Ｃｒ：０．７％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．０８％以下（０％を含まない）およびＶ：０．０８％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種または２種以上を含むものである請求項２に記載の高張力鋼材。   Further, Cr: 0.7% or less (not including 0%), Mo: 0.08% or less (not including 0%), and V: 0.08% or less (not including 0%) The high-tensile steel material according to claim 2, comprising one or more selected. 更に、Ｃｒ：０．０５〜０．７％、Ｍｏ：０．０３〜０．０８％およびＶ：０．０２〜０．０８％よりなる群から選ばれる１種または２種以上を含むと共に、前記（１）式で示されるＣＥＮ値が０．３９〜０．４５％の範囲内にあり、引張強度が５９０〜７４０ＭＰａのものである請求項１に記載の高張力鋼材。   In addition, including one or more selected from the group consisting of Cr: 0.05-0.7%, Mo: 0.03-0.08% and V: 0.02-0.08%, The high-tensile steel material according to claim 1, wherein the CEN value represented by the formula (1) is in the range of 0.39 to 0.45% and the tensile strength is 590 to 740 MPa. 更に、Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：３．０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜４のいずれかに記載の高張力鋼材。   Further, Cu: 0.5% or less (not including 0%) and / or Ni: 3.0% or less (not including 0%) are contained. High tensile steel. 更に、Ｔｉ：０．０２５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜５のいずれかに記載の高張力鋼材。   Furthermore, Ti: 0.025% or less (0% is not included) The high-tensile steel material in any one of Claims 1-5. 更に、Ｎｂ：０．０４０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜６のいずれかに記載の高張力鋼材。   Furthermore, Nb: 0.040% or less (0% is not included) The high-tensile steel material in any one of Claims 1-6. 更に、Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜７のいずれかに記載の高張力鋼材。   The high-tensile steel material according to any one of claims 1 to 7, further comprising Ca: 0.005% or less (not including 0%). 更に、希土類元素：０．０２％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜８のいずれかに記載の高張力鋼材。   The high-tensile steel material according to any one of claims 1 to 8, further comprising rare earth element: 0.02% or less (not including 0%). 請求項１〜９のいずれかに記載の高張力鋼材を冷間成形して形成された冷間成形鋼管であり、前記鋼材から得られる鋼板の板厚をｔ（ｍｍ）、鋼管の直径または外側冷間曲がり部直径をｄ（ｍｍ）としたときに、これらの比（ｔ／ｄ）が０．１０以下である冷間成形部位を有するものであることを特徴とする冷間成形鋼管。   A cold-formed steel pipe formed by cold-forming the high-tensile steel material according to any one of claims 1 to 9, wherein the thickness of the steel sheet obtained from the steel material is t (mm), the diameter of the steel pipe, or the outside A cold-formed steel pipe characterized by having a cold-formed portion having a ratio (t / d) of 0.10 or less, where d (mm) is the diameter of the cold-bent portion. 降伏比ＹＲが８５％以下である請求項１０に記載の冷間成形鋼管。   The cold-formed steel pipe according to claim 10, wherein the yield ratio YR is 85% or less. 鋼管の軸直角断面形状が円形若しくは角形であり、冷間成形されたままのものである請求項１０または１１に記載の冷間成形鋼管。   The cold-formed steel pipe according to claim 10 or 11, wherein the cross-sectional shape perpendicular to the axis of the steel pipe is circular or square, and is still cold-formed.
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