JP2010196157A - 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Images
Abstract
【解決手段】C:0.02〜0.08%、Nb:0.01〜0.10%、Ti:0.001〜0.05%を含み、かつC、Ti、Nbが(Ti+(Nb/2))/C<4を満足するように含有する組成の鋼素材を加熱し、熱間圧延終了後に、鋼板表面から板厚方向に1mmの位置の平均冷却速度で、100℃/s以上で、かつ鋼板の板厚中央位置の平均冷却速度で10℃/s以上、となる冷却を、合金元素量、冷却速度に依存した特定の冷却停止温度以下まで行い、ついで300℃以上でかつ合金元素量に依存した特定の巻取温度以下で巻き取る。これにより、鋼板表面のベイナイトまたは焼戻マルテンサイトの最小ラス間隔が0.1μm以上と、板厚方向の組織変動が少ない組織となり、低温靭性、とくにDWTT特性とCTOD特性に優れた厚肉高張力熱延鋼板となる。
【選択図】図4
Description
さらに、パイプラインにおいては、天然ガスやオイルの輸送効率向上のため、大径で高圧操業を行う傾向となっている。パイプラインの高圧操業に耐えるため、輸送管(ラインパイプ)は厚肉の鋼管とする必要があり、厚鋼板を素材とするUOE鋼管が使用されるようになってきている。しかし、最近では、パイプラインの施工コストの更なる低減という強い要望や、UOE鋼管の供給能力不足などのために、鋼管の材料コスト低減の要求も強く、輸送管として、厚鋼板を素材とするUOE鋼管に代わり、生産性が高くより安価な、コイル形状の熱延鋼板(熱延鋼帯)を素材とした高強度電縫鋼管あるいは高強度スパイラル鋼管が用いられるようになってきた。
このような要求に対し、例えば特許文献1には、C:0.005〜0.030%未満、B:0.0002〜0.0100%を含み、Ti:0.20%以下およびNb:0.25%以下のうちから選ばれる1種または2種を(Ti+Nb/2)/C:4以上を満足するように含み、さらにSi、Mn、P、S、Al、Nを適正量含有する鋼を熱間圧延後、5〜20℃/sの冷却速度で冷却し、550℃超〜700℃の温度範囲で巻き取り、組織がフェライトおよび/またはベイニティックフェライトからなるとともに、粒内の固溶C量が1.0〜4.0ppmである、靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法が提案されている。特許文献1に記載された技術では、厚み方向、長さ方向における材質の不均一を伴うことなく、靭性、溶接性、耐サワー性に優れ、かつ低降伏比を有する高強度熱延鋼板を得ることができるとしている。しかし、特許文献1に記載された技術では、粒内の固溶C量が1.0〜4.0ppmであるため、円周溶接時の入熱で、結晶粒成長が起こりやすく、溶接熱影響部が粗大粒になり、円周溶接部の溶接熱影響部の靭性低下が起こりやすいという問題がある。
このような要求に対し、例えば、特許文献5には、C、Si、Mn、Nを適正量含有し、さらにSi、MnをMn/Siが5〜8を満足する範囲において含有し、さらにNb:0.01〜0.1%を含有する鋼片を、加熱後、1100℃以上で行う最初の圧延の圧下率:15〜30%、1000℃以上での合計圧下率:60%以上、最終圧延の圧下率:15〜30%の条件下で粗圧延を行ったのち、いったん5℃/s以上の冷却速度で、表層部の温度をAr1点以下まで冷却しついで、復熱または強制加熱で表層部の温度が(Ac3−40℃)〜(Ac3+40℃)となった時点で仕上圧延を開始し、950℃以下での合計圧下率:60%以上、圧延終了温度:Ar3点以上の条件で仕上圧延を終了し、仕上圧延終了後2s以内に冷却を開始し、10℃/s以上の速度で600℃以下まで冷却し、600〜350℃の温度範囲で巻き取る高強度電縫鋼管用熱延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献5に記載された技術で製造された鋼板は、高価な合金元素を添加することなく、また鋼管全体を熱処理することなく、鋼板表層の組織が微細化され、低温靭性、とくにDWTT特性に優れた高強度電縫鋼管が製造できるとしている。しかし、特許文献5に記載された技術では、板厚が厚い鋼板では、所望の冷却速度を確保できなくなり、所望の特性を確保するためには、さらなる冷却能力の向上を必要とするという問題があった。
本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、多量の合金元素添加を必要とすることなく、TS:510MPa以上の高強度と、優れた低温靭性、とくに優れたCTOD特性、DWTT特性、とを兼備する、高強度電縫鋼管用あるいは高強度スパイラル鋼管用として好適な、厚肉高張力熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とし、さらに本発明は、表面組織を適正化し、板厚方向の組織を均質化し、板厚方向の材質均一性に優れた厚肉高張力熱延鋼板を提供することを目的とする。
質量%で、0.037%C−0.20%Si−1.59%Mn−0.016%P−0.0023%S−0.041%Al−0.061%Nb−0.013%Ti−残部Feからなるスラブを鋼素材として使用した。なお、(Ti+Nb/2)/Cは1.18である。
上記した組成の鋼素材を、1230℃に加熱し、仕上圧延開始温度:980℃、仕上圧延終了温度:800℃とする熱間圧延を施して板厚:25.4mmの熱延板とし、熱間圧延終了後、鋼板の板厚中央位置の温度が750℃以下の温度領域における冷却速度で25℃/sとなる冷却を、種々の冷却停止温度まで施す加速冷却を施し、ついで、種々の巻取温度で巻き取り、熱延鋼板(鋼帯)とした。
図1から、DWTTが−35℃以下となる「優れたDWTT特性」は、ΔDが2μm以下でかつΔVが2%以下となる場合に確実に維持できることを知見した。
つぎに、ΔD、ΔVと冷却停止温度との関係を図2に、ΔD、ΔVと巻取温度との関係を図3に示す。
本発明者らの更なる研究によれば、ΔDが2μm以下でかつΔVが2%以下とするために必要な冷却停止温度および巻取温度は、主としてベイナイト変態開始温度に影響する合金元素の含有量や、熱間圧延終了からの冷却速度に依存して決定されることを見出した。すなわち、ΔDが2μm以下でかつΔVが2%以下とするためには、鋼板の板厚中央位置で、冷却停止温度を、次式
BFS(℃)=770−300C−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni−1.5CR
(ここで、C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni:各元素の含有量(質量%)、CR:鋼板の板厚中央位置の平均冷却速度(℃/s))
で定義されるBFS以下の温度とし、かつ、鋼板の板厚中央位置の温度で、巻取温度を、次式
BFS0(℃)=770−300C−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni
(ここで、C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni:各元素の含有量(質量%))
で定義されるBFS0以下の温度とすることが肝要となる。
質量%で、0.04〜0.06%C−0.20〜0.70%Si−0.93〜1.84%Mn−0.030〜0.048%Al−0.045〜0.15%Nb−0.009〜0.03%Ti−0〜0.25%Ni−0〜0.25%Cu−0〜0.06%V−残部Feおよび不可避的不純物からなり、炭素当量Ceqが0.234〜0.496となるスラブを鋼素材として使用した。なお、炭素当量Ceqは、次式
Ceq(%)=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 ‥‥(4)
(ここで、C、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni:各元素の含有量(質量%))
を用いて算出した。
図4から、巻取温度CTを300℃以上とすることにより炭素当量Ceqによらず、鋼板表面より板厚方向に1mmの位置のベイナイト相、ベイニティックフェライト相あるいは焼戻マルテンサイト相の最小ラス間隔が0.1μm以上とすることができることがわかる。
すなわち、本発明者らは、熱間圧延終了後のホットランテーブル上での冷却を冷却停止温度:300℃以上、BFS以下とする冷却として、巻取温度を300℃以上とし自己焼鈍を促進することにより、鋼板表面より板厚方向に1mmの位置のベイナイト相(ベイニティックフェライト相をも含み)あるいは焼戻マルテンサイト相の最小ラス間隔を0.1μm以上にすることができることを知見した。
(1)質量%で、C:0.02〜0.08%、Si:0.01〜0.50%、Mn:0.5〜1.8%、P:0.025%以下、S:0.005%以下、Al:0.005〜0.10%、Nb:0.01〜0.10%、Ti:0.001〜0.05%を含み、かつC、Ti、Nbを次(1)式
(Ti+(Nb/2))/C<4 ‥‥(1)
(ここで、Ti、Nb、C:各元素の含有量(質量%))
を満足するように含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、鋼板表面から板厚方向に1mmの位置における主相であるフェライト相の平均結晶粒径と鋼板の板厚中央位置における主相であるフェライト相の平均結晶粒径との差ΔDが2μm以下で、かつ鋼板表面から板厚方向に1mmの位置における第二相の組織分率(体積%)と鋼板の板厚中央位置における第二相の組織分率(体積%)との差ΔVが2%以下であり、鋼板表面から板厚方向に1mmの位置におけるベイナイト相または焼戻マルテンサイト相の最小ラス間隔が0.1μm以上である組織を有することを特徴とする低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板。
(3)(1)または(2)において、前記組成に加えてさらに、質量%で、Ca:0.0005〜0.005%を含有する組成とすることを特徴とする厚肉高張力熱延鋼板。
(Ti+(Nb/2))/C<4 ‥‥(1)
(ここで、C、Ti、Nb:各元素の含有量(質量%))
を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材を加熱し、粗圧延と仕上圧延とからなる熱間圧延を施して熱延鋼板とするにあたり、前記熱間圧延終了後に、鋼板表面から板厚方向に1mmの位置の平均冷却速度で、100℃/s以上で、かつ鋼板の板厚中央位置の平均冷却速度で10℃/s以上となる冷却を、鋼板の板厚中央位置の温度で、次(2)式
BFS(℃)=770−300C−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni−1.5CR ‥‥(2)
(ここで、C、Ti、Nb、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni:各元素の含有量(質量%)、
CR:鋼板の板厚中央位置の平均冷却速度(℃/s))
で定義されるBFS以下の冷却停止温度まで行う加速冷却を施し、ついで鋼板の板厚中央位置の温度で、300℃以上でかつ次(3)式
BFS0(℃)=770−300C−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni ‥‥(3)
(ここで、C、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni:各元素の含有量(質量%))
で定義されるBFS0以下の巻取温度で巻き取ることを特徴とする低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板の製造方法。
(6)(4)または(5)において、前記組成に加えてさらに、質量%で、Ca:0.0005〜0.005%を含有する組成とすることを特徴とする請求項4または5に記載の厚肉高張力熱延鋼板の製造方法。
C:0.02〜0.08%
Cは、鋼の強度を上昇させる作用を有する元素であり、本発明では所望の高強度を確保するために、0.02%以上の含有を必要とする。一方、0.08%を超える過剰な含有は、パーライト等の第二相の組織分率を増大させ、母材靭性および溶接熱影響部靭性を低下させる。このため、Cは0.02〜0.08%の範囲に限定した。なお、好ましくは0.02〜0.05%である。より好ましくは、0.04〜0.06%である。
Siは、固溶強化、焼入れ性の向上を介して、鋼の強度を増加させる作用を有する。このような効果は0.01%以上の含有で認められる。一方、Siは、γ→α変態時にCをγ相に濃化させ、第二相としてマルテンサイト相の形成を促進させる作用を有し、結果としてΔDの増加を招き、鋼板の靭性を低下させる。また、Siは、電縫溶接時にSiを含有する酸化物を形成し、溶接部品質を低下させるとともに、溶接熱影響部靭性を低下させる。このような観点から、Siはできるだけ低減することが望ましいが、0.50%までは許容できる。このようなことから、Siは0.01〜0.50%に限定した。好ましくは0.40%以下である。
Mn:0.5〜1.8%
Mnは、焼入性を向上させる作用を有し、焼入性向上を介し鋼板の強度を増加させる。また、Mnは、MnSを形成しSを固定することにより、Sの粒界偏析を防止してスラブ(鋼素材)割れを抑制する。このような効果を得るためには、0.5%以上の含有を必要とする。一方、1.8%を超える含有は、スラブ鋳造時の凝固偏析を助長し、鋼板にMn濃化部を残存させ、セパレーションの発生を増加させる。このMn濃化部を消失させるには、1300℃を超える温度に加熱する必要があり、このような熱処理を工業的規模で実施することは現実的でない。このため、Mnは0.5〜1.8%の範囲に限定した。なお、好ましくは0.9〜1.7%である。
Pは、鋼中に不純物として不可避的に含まれるが、鋼の強度を上昇させる作用を有する。しかし、0.025%を超えて過剰に含有すると溶接性が低下する。このため、Pは0.025%以下に限定した。なお、好ましくは0.015%以下である。
S:0.005%以下
Sは、Pと同様に鋼中に不純物として不可避的に含まれるが、0.005%を超えて過剰に含有すると、スラブ割れを生起させるとともに、熱延鋼板においては粗大なMnSを形成し、延性の低下を生じさせる。このため、Sは0.005%以下に限定した。なお、好ましくは0.004%以下である。
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果を得るためには、0.005%以上含有することが望ましい。一方、0.10%を超える含有は、電縫溶接時の、溶接部の清浄性を著しく損なう。このため、Alは0.005〜0.10%に限定した。なお、好ましくは0.08%以下である。
Nbは、オーステナイト粒の粗大化、再結晶を抑制する作用を有する元素であり、熱間仕上圧延におけるオーステナイト未再結晶温度域圧延を可能にするとともに、炭窒化物として微細析出することにより、溶接性を損なうことなく、少ない含有量で熱延鋼板を高強度化する作用を有する。このような効果を得るためには、0.01%以上の含有を必要とする。一方、0.10%を超える過剰な含有は、熱間仕上圧延中の圧延荷重の増大をもたらし、熱間圧延が困難となる場合がある。このため、Nbは0.01〜0.10%の範囲に限定した。なお、好ましくは0.03〜0.09%である。
Tiは、窒化物を形成しNを固定しスラブ(鋼素材)割れを防止する作用を有するとともに、炭化物として微細析出することにより、鋼板を高強度化させる。このような効果は、0.001%以上の含有で顕著となるが、0.05%を超える含有は析出強化により降伏点が著しく上昇する。このため、Tiは0.001〜0.05%の範囲に限定した。なお、好ましくは0.005〜0.035%である。
(Ti+(Nb/2))/C<4 ‥‥(1)
を満足するようにNb、Ti、Cの含有量を調整する。
Nb、Tiは、炭化物形成傾向の強い元素で、C含有量が低い場合にはほとんどのCが炭化物となり、フェライト粒内の固溶C量が激減することが想定される。フェライト粒内の固溶C量の激減は、パイプライン施工時の円周溶接性に悪影響を及ぼす。というのは、フェライト粒内の固溶C量が極度に低減した鋼板を用いて製造された鋼管をラインパイプとして、円周溶接を行った場合には、円周溶接部の熱影響部における粒成長が顕著となり、円周溶接部の熱影響部靭性が低下する恐れがあるためである。このため、本発明では、Nb、Ti、Cを(1)式を満足するように調整して含有させる。これにより、フェライト粒内の固溶C量を10ppm以上とすることが可能となり、円周溶接部の熱影響部靭性の低下を防止できる。さらに、溶接部の強度低下を抑制するためには、次(1a)式
(Ti+(Nb/2))/C<3 ‥‥(1a)
を満足するように調整することが好ましい。
V:0.01〜0.10%、Mo:0.01〜0.50%、Cr:0.01〜1.0%、Cu:0.01〜0.50%、Ni:0.01〜0.50%のうちの1種または2種以上
V、Mo、Cr、Cu、Niはいずれも、焼入れ性を向上させ、鋼板の強度を増加させる元素であり、必要に応じて1種または2種以上を選択して含有することができる。
Moは、焼入性を向上させるとともに、炭窒化物を形成して鋼板を高強度化する作用を有する元素であり、このような効果は0.01%以上の含有で顕著となる。一方、0.50%を超える多量の含有は、溶接性を低下させる。このため、Moは0.01〜0.50%に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.05〜0.30%である。
Cuは、焼入れ性を向上させるとともに、固溶強化あるいは析出強化により鋼板の強度を増加させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.01%以上含有することが望ましいが、0.50%を超える含有は熱間加工性を低下させる。このため、Cuは0.01〜0.50%に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.10〜0.40%である。
Caは、SをCaSとして固定し、硫化物系介在物を球状化し、介在物の形態を制御する作用を有する元素であり、介在物の周囲のマトリックスの格子歪を小さくし、水素のトラップ能を低下させる。このような効果を得るためには、0.0005%以上含有させることが望ましいが、0.005%を超えて含有すると、CaOの増加を招き、耐食性、靭性を低下させる。このため、Caは含有する場合には、0.0005〜0.005%に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0009〜0.003%である。
N:0.005%以下
Nは、鋼中に不可避的に含有されるが、過剰の含有は、鋼素材(スラブ)鋳造時の割れを多発させる。このため、Nは0.005%以下に限定することが望ましい。なお、より好ましくは0.004%以下である。
Oは、鋼中では各種の酸化物として存在し、熱間加工性、耐食性、靭性等を低下させる原因となる。このため、本発明ではできるだけ低減することが望ましいが、0.005%までは許容できる。極端な低減は精錬コストを高騰を招くため、Oは0.005%以下に限定することが望ましい。
Mgは、Caと同様に酸化物、硫化物を形成し、粗大なMnSの形成を抑制する作用を有するが、0.003%を超える含有は、Mg酸化物、Mg硫化物のクラスターを多発させ、靭性の低下を招く。このため、Mgは0.003%以下に限定することが望ましい。
Sn:0.005%以下
Snは、製鋼原料として使用されるスクラップ等から混入する。Snは、粒界等に偏析しやすい元素であり、0.005%を超えて多量に含有すると、粒界強度が低下し、靭性の低下を招く。このため、Snは0.005%以下に限定することが望ましい。
このような組織とすることにより、パイプ成形性に優れた熱延鋼板となる。
つぎに、本発明熱延鋼板の好ましい製造方法について説明する。
上記した組成の鋼素材に、加熱し熱間圧延を施す。熱間圧延は、鋼素材をシートバーとする粗圧延と、該シートバーを熱延板とする仕上圧延とからなる。
仕上圧延では、高靭性化の観点から、有効圧下率を20%以上とすることが好ましい。ここで、「有効圧下率」とは、950℃以下の温度域での全圧下量(%)をいう。なお、板厚全体で所望の高靭性化を達成するためには、鋼板の板厚中央位置における有効圧下率が20%以上を満足することが好ましい。なお、仕上圧延に際しては、黒皮厚さ調整のために必要に応じて仕上圧延機用スケールブレーカーFSBを使用してもよいことは言うまでもない。本発明では、仕上圧延における温度は表面温度を用いるものとする。
鋼板表面から板厚方向に1mmの位置の平均冷却速度が、100℃/s未満では、高温変態フェライト(ポリゴナルフェライト)が形成されやすくなり、所望の組織を形成できなくなる。なお、加速冷却の冷却速度は、鋼板表面から板厚方向に1mmの位置での平均冷却速度で200℃/s以上とすることがより好ましい。冷却速度の調整は、冷却水の水量、水圧を調整することによって可能となる。
BFS(℃)=770−300C−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni−1.5CR ‥‥(2)
(ここで、C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni:各元素の含有量(質量%)、CR:鋼板の板厚中央位置の平均冷却速度(℃/s))
で定義される。また、上記した冷却停止温度以下で、加速冷却を停止したのち、熱延板は鋼板の板厚中央位置の温度でBFS0以下300℃以上の巻取温度でコイル状に巻き取られる。なお、より好ましくは(BFS0−20℃)以下である。BFS0は、次(3)式
BFS0(℃)=770−300C−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni ‥‥(3)
(ここで、C、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni:各元素の含有量(質量%))
で定義される。
(1)組織観察
得られた熱延鋼板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面を研磨、腐食し、光学顕微鏡(倍率:1000倍)または走査型電子顕微鏡(倍率:2000倍)で各2視野以上観察し、撮像して、画像解析装置を用いて、主相であるフェライト相の平均結晶粒径、および主相であるフェライト相以外の第二相の組織分率(体積%)を測定した。観察位置は、鋼板表面から板厚方向に1mmの位置、および板厚中央位置とした。なお、主相であるフェライト相の平均結晶粒径は、各フェライト粒の面積を測定し、該面積から円相当径を算出し、得られた各フェライト粒の円相当径を算術平均し、該位置における平均結晶粒径とした。
(2)引張試験
得られた熱延鋼板から、圧延方向に直交する方向(C方向)が長手方向となるように、板状の試験片(平行部幅:25mm、標点間距離:50mm)を採取し、ASTM E8M−04の規定に準拠して、室温で引張試験を実施し、引張強さTSを求めた。
得られた熱延鋼板の板厚中央部から、圧延方向に直交する方向(C方向)が長手方向となるようにVノッチ試験片を採取し、JIS Z 2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、試験温度:−80℃での吸収エネルギー(J)を求めた。なお、試験片は3本とし、得られた吸収エネルギー値の算術平均をもとめ、その鋼板の吸収エネルギー値vE−80(J)とした。vE−80が250J以上である場合を「靭性が良好である」と評価した。
得られた熱延鋼板から、圧延方向に直交する方向(C方向)が長手方向となるようにDWTT試験片(大きさ:板厚×幅3in.×長さ12in.)を採取し、ASTM E 436の規定に準拠して、DWTT試験を行い、延性破面率が85%となる最低温度(DWTT)を求めた。DWTTが、−35℃以下の場合を「優れたDWTT特性」を有すると評価した。
(5)CTOD試験
得られた熱延鋼板から、圧延方向に直交する方向(C方向)が長手方向となるようにCTOD試験片(大きさ:板厚×幅(2×板厚)×長さ(10×板厚))を採取し、ASTM E 1290の規定に準拠して、試験温度:−10℃でCTOD試験を行い、−10℃での限界開口変位量(CTOD値) を求めた。なお、試験荷重は、三点曲げ方式で負荷し、切欠部に変位計を取り付け、限界開口変位量CTOD値を求めた。CTOD値が0.30mm以上である場合を、「優れたCTOD特性」を有すると評価した。
得られた結果を表3に示す。なお、得られた電縫鋼管について真円度を調査した。真円度は、JIS B 0182の規定に準拠し、管軸方向に垂直な断面で外径を測定し、{(最大外径)−(最小外径)}/呼び径×100(%)で算出した値を用いた。
Claims (6)
- 質量%で、
C:0.02〜0.08%、 Si:0.01〜0.50%、
Mn:0.5〜1.8%、 P:0.025%以下、
S:0.005%以下、 Al:0.005〜0.10%、
Nb:0.01〜0.10%、 Ti:0.001〜0.05%
を含み、かつC、Ti、Nbを下記(1)式を満足するように含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、鋼板表面から板厚方向に1mmの位置における主相であるフェライト相の平均結晶粒径と鋼板の板厚中央位置における主相であるフェライト相の平均結晶粒径との差ΔDが2μm以下で、かつ鋼板表面から板厚方向に1mmの位置における第二相の組織分率(体積%)と鋼板の板厚中央位置における第二相の組織分率(体積%)との差ΔVが2%以下であり、鋼板表面から板厚方向に1mmの位置におけるベイナイト相または焼戻マルテンサイト相の最小ラス間隔が0.1μm以上である組織を有することを特徴とする低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板。
記
(Ti+(Nb/2))/C<4 ‥‥(1)
ここで、Ti、Nb、C:各元素の含有量(質量%) - 前記組成に加えてさらに、質量%で、V:0.01〜0.10%、Mo:0.01〜0.50%、Cr:0.01〜1.0%、Cu:0.01〜0.50%、Ni:0.01〜0.50%のうちの1種または2種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項1に記載の厚肉高張力熱延鋼板。
- 前記組成に加えてさらに、質量%で、Ca:0.0005〜0.005%を含有する組成とすることを特徴とする請求項1または2に記載の厚肉高張力熱延鋼板。
- 質量%で、
C:0.02〜0.08%、 Si:0.01〜0.50%、
Mn:0.5〜1.8%、 P:0.025%以下、
S:0.005%以下、 Al:0.005〜0.10%、
Nb:0.01〜0.10%、 Ti:0.001〜0.05%
を含み、かつC、Ti、Nbを下記(1)式を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材を加熱し、粗圧延と仕上圧延とからなる熱間圧延を施して熱延鋼板とするにあたり、前記熱間圧延終了後に、
鋼板表面から板厚方向に1mmの位置の平均冷却速度で、100℃/s以上で、かつ鋼板の板厚中央位置の平均冷却速度で10℃/s以上となる冷却を、
鋼板の板厚中央位置の温度で、下記(2)式で定義されるBFS以下の冷却停止温度まで行う加速冷却を施し、
ついで鋼板の板厚中央位置の温度で、300℃以上でかつ下記(3)式で定義されるBFS0以下の巻取温度で巻き取ることを特徴とする低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板の製造方法。
記
(Ti+(Nb/2))/C<4 ‥‥(1)
BFS(℃)=770−300C−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni−1.5CR ‥‥(2)
BFS0(℃)=770−300C−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni ‥‥(3)
ここで、C、Ti、Nb、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni:各元素の含有量(質量%)
CR:鋼板の板厚中央位置の平均冷却速度(℃/s) - 前記組成に加えてさらに、質量%で、V:0.01〜0.10%、Mo:0.01〜0.50%、Cr:0.01〜1.0%、Cu:0.01〜0.50%、Ni:0.01〜0.50%のうちの1種または2種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項4に記載の厚肉高張力熱延鋼板の製造方法。
- 前記組成に加えてさらに、質量%で、Ca:0.0005〜0.005%を含有する組成とすることを特徴とする請求項4または5に記載の厚肉高張力熱延鋼板の製造方法。
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