JP5655598B2 - 高張力厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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0.40 ≦(Mo+4.9V+5.8Nb)≦ 0.80 ‥‥(1)
(ここで、Mo、V、Nb:各元素の含有量(質量%))
を満足するように、調整すると、析出強化に伴う脆化を抑えることができることを知見した。また、Mo析出物(炭化物)は、温間加工(温間成形)後の強度確保に大きく寄与するが、しかし、Mo析出物(炭化物)には、Vが固溶して、Mo析出物(炭化物)の安定性を大きく変動させるため、温間加工後に、安定して所望の高強度を確保することが難しくなる場合があることに想到した。そして、温間加工後に、強度の低下を抑え、安定して所望の高強度と所望の靭性を確保するためには、上記した(1)式に加えて、さらに、Mo、Vの含有量を次(2)式で定義される特定な関係式
4.0 ≦ Mo/V ≦ 16.0 ‥‥(2)
(ここで、Mo、V、Nb:各元素の含有量(質量%))
を満足するように調整することが必要であることを見出した。
(1)質量%で、C:0.06〜0.10%、Si:0.03〜0.35%、Mn:1.0〜1.6%、P:0.015%以下、S:0.003%以下、Al:0.005〜0.060%、N:0.0040%以下、Mo:0.20〜0.50%、Nb:0.005〜0.030%、V:0.015〜0.080%を含み、かつ、Mo、Nb、Vを、次(1)式および次(2)式
0.40 ≦(Mo+4.9V+5.8Nb)≦ 0.80 ‥‥(1)
4.0 ≦ Mo/V ≦ 16.0 ‥‥(2)
(ここで、Mo、V、Nb:各元素の含有量(質量%))
を満足するように、含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる組成を有し、鋼板表裏面から5mm以内の表層部を除く領域が、面積率で80%以上のベイナイト相と、前記ベイナイト相以外の残部がフェライトおよびパーライトからなり、該ベイナイト相内の方位差15゜以上の大角境界で囲まれた領域の公称粒径が4〜40μmである組織を有し、温間加工後の特性に優れることを特徴とする引張強さが570MPa以上である高張力厚鋼板。
(3)(1)または(2)において、前記組成に加えてさらに、質量%で、Cu:0.10〜0.50%、Ni:0.10〜0.60%、Cr:0.10〜0.60%、B:0.0003〜0.0030%のうちから選ばれた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高張力厚鋼板。
(5)鋼素材を、加熱したのち、熱間圧延を行い厚鋼板とする熱間圧延工程と、該熱間圧延工程終了後の厚鋼板に、加速冷却を行う加速冷却工程とを施す、厚鋼板の製造方法において、前記鋼素材を、質量%で、C:0.06〜0.10%、Si:0.03〜0.35%、Mn:1.0〜1.6%、P:0.015%以下、S:0.003%以下、Al:0.005〜0.060%、N:0.0040%以下、Mo:0.20〜0.50%、Nb:0.005〜0.030%、V:0.015〜0.080%を含み、かつ、Mo、Nb、Vを、次(1)式および次(2)式
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4.0 ≦ Mo/V ≦ 16.0 ‥‥(2)
(ここで、Mo、V、Nb:各元素の含有量(質量%))
を満足するように、含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる組成を有する鋼素材とし、前記熱延工程が、加熱温度:1050〜1200℃に加熱したのち、950℃以下での累積圧下量が30〜60%で、圧延終了温度:900℃以下Ar3変態点以上とする熱間圧延を行う工程であり、前記加速冷却工程が、熱間圧延終了後、Ar3変態点以上の温度から600℃以下の温度まで、700〜600℃の平均冷却速度で2℃/s以上の加速冷却を行う工程であり、鋼板表裏面から5mm以内の表層部を除く領域が、面積率で80%以上のベイナイト相と、前記ベイナイト相以外の残部がフェライトおよびパーライトからなり、該ベイナイト内の方位差15゜以上の大角境界で囲まれた領域の公称粒径が4〜40μmである組織を有し、温間加工後の特性に優れ、引張強さ:570MPa以上の厚鋼板とすることを特徴とする高張力厚鋼板の製造方法。
(7)(5)または(6)において、前記組成に加えてさらに、質量%で、Cu:0.10〜0.50%、Ni:0.10〜0.60%、Cr:0.10〜0.60%、B:0.0003〜0.0030%のうちから選ばれた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高張力厚鋼板の製造方法。
(9)(5)ないし(8)のいずれかにおいて、前記加速冷却工程の後に、焼戻温度:500〜650℃に焼き戻す焼戻工程を施すことを特徴とする高張力厚鋼板の製造方法。
まず、本発明鋼板の組成限定理由について説明する。なお、以下、とくに断らない限り、質量%は単に%と記す。
Cは、固溶して鋼の強度を増加させるとともに、Mo,V,Nb等の炭化物形成元素と結合して炭化物を形成し、析出強化により鋼の強度増加に寄与する元素である。構造用鋼材として所望の高強度を確保するために、本発明では、Cは0.06%以上の含有を必要とする。一方、0.10%を超える含有は、母材靭性および溶接熱影響部(HAZ)靭性を著しく低下させるとともに、溶接割れを誘起し、耐溶接割れ性を低下させるなどの悪影響を及ぼす。このため、Cは0.06〜0.10%の範囲に限定した。なお、好ましくは0.06〜0.08%である。
Siは,脱酸剤として作用する元素であり、このような効果を確保するためには、少なくとも0.03%の含有を必要とする。一方、0.35%を超えて含有すると,母材靭性およびHAZ靱性を低下させる。このため、Siは0.03〜0.35%の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.05〜0.25%である。
Mnは、固溶して、あるいは焼入れ性の増加を介して、鋼の強度を増加させる作用を有する安価な元素である。本発明では,他のより高価な元素の含有を最小限にして、所望の強度(引張強さ:570MPa以上)を確保するために、Mnは1.0%以上の含有を必要とする。一方,1.6%を超えて含有すると、凝固時の中央偏析部への濃化が著しくなり、スラブ欠陥を増加させるなどの問題がある。また、1.6%を超えるMnの多量含有は、さらに、母材靭性およびHAZ靱性の著しい低下を招く。このため、Mnは1.0〜1.6%の範囲に限定した。
Pは、旧γ粒界等に偏析し、鋼の靱性を低下させる元素であり、とくにマルテンサイト相やベイナイト相を有する鋼材の靱性への悪影響が大きい。このため、本発明ではPは、できるだけ低減することが望ましいが、 0.015%程度以下まで低減すれば、上記した悪影響は許容できる範囲となる。このため、Pは0.015%以下に限定した。
Sは、Mnと結合してMnSを形成する。S含有量が多くなると熱間圧延で伸長した粗大なMnSが増加する。粗大なMnSが増加すると、特に、板厚方向(Z方向)のシャルピー試験吸収エネルギーが低下し、板厚方向の靭性が低下する。このため、Sはできるだけ低減することが望ましいが、0.003%以下程度まで低減すれば、このような悪影響は許容できる程度までになる。このようなことから、Sは0.003%以下に限定した。
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、高張力鋼の溶鋼脱酸プロセスにおいて、最も汎用的に使われる元素である。また、Alは、鋼中のNをAlNとして固定し、Nによる靭性低下や割れ発生を防止する作用も有する。このような効果を得るためには、0.005%以上の含有を必要とする。一方、0.060%を超える含有は、母材の靱性を低下させるとともに,溶接時に溶接金属に混入して靱性を低下させる。このため、Alは0.005〜0.060%の範囲に限定した。なお,好ましくは,0.010〜0.045%である。
Nは、鋼中に固溶して、母材靭性およびHAZ靭性を低下させる作用を有する元素であり、本発明では、できるだけ低減することが望ましい。0.0040%を超えて多量に含有すると、上記した靭性の低下が著しくなる。このため、Nは0.0040%以下に限定した。
Mo:0.20〜0.50%
Moは、鋼中でCと結合し、Mo炭化物を形成して析出強化により、温間成形時の成形温度上昇による軟化を抑制する作用を有する元素であり、本発明において重要な元素である。またMoは、焼入れ性を向上させる元素であり、γ→α変態を抑制して、ベイナイト相を主体とする組織を形成する作用をも有し、さらに該組織中に島状マルテンサイトを形成させ、降伏比の低下にも寄与する。これらの効果を発現するためには、0.20%以上の含有を必要とする。一方、0.50%を超える含有は、HAZ靭性や耐溶接割れ性を低下させる。このため、Moは0.20〜0.50%の範囲に限定した。
Nbは、微細な炭化物を形成し析出強化によって温間成形時の成形温度上昇による軟化を抑制する作用を有する元素であり、本発明において重要な元素のひとつである。また、Nbは、オーステナイトの再結晶を抑制する作用を有し、制御圧延による、微細結晶粒の形成を助長する作用を有する。このような効果を得るためには、0.005%以上の含有を必要とする。一方、0.030%を超える多量の含有は、HAZ靱性の著しい低下を招く。このため、Nbは0.010〜0.030%の範囲に限定した。なお、好ましくは,0.008〜0.025%である。
Vは、Nbと同様に、炭化物を形成し析出強化によって温間成形時の成形温度上昇による軟化を抑制する作用を有する元素であり、本発明において重要な元素のひとつである。また、Vは、Mo炭化物中に固溶して、Mo炭化物の安定性を高め、温間成形中のMo炭化物の粗大化を抑制する作用を有する。このような効果を得るためには、0.015%以上の含有を必要とする。一方、0.080%を超える含有は、母材靭性およびHAZ靱性の著しい低下を招く。このため、Vは0.015〜0.080%の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.040〜0.060%である。
0.40 ≦(Mo+4.9V+5.8Nb)≦ 0.80 ‥‥(1)
4.0 ≦ Mo/V ≦ 16.0 ‥‥(2)
(ここで、Mo、V、Nb:各元素の含有量(質量%))
Mo,V,Nbは、いずれも、上記したように析出物(炭化物)を形成し、析出強化を介して、温間成形後の鋼材(鋼管)強度と靭性に大きな影響を及ぼす。析出物(炭化物)を形成することにより、析出強化による強度の上昇が期待でき、温間成形温度に加熱されることに伴う強度低下を補償できる。しかし、析出強化による強度増加が多大となると、鋼材が脆化する。このため、本発明では、各元素の析出強化能の合計が適正範囲内となるように調整する。
0.40 ≦(Mo+4.9V+5.8Nb)≦ 0.80 ‥‥(1)
(ここで、Mo、V、Nb:各元素の含有量(質量%))
を満足するように調整する。これにより、温間成形温度に加熱されることに伴う強度低下を補償できるとともに、析出強化に伴う脆化を抑えることができる。各元素の析出強化能は、Nbが最も大きく、次にVが、そして、Moが最も小さい。各元素の析出強化能の合計である(Mo+4.9V+5.8Nb)が、0.40未満では析出物の量が十分でなく、析出強化が不足し、温間成形温度の上昇に伴う強度低下が大きくなりすぎる。一方、(Mo+4.9V+5.8Nb)が0.80を超えると、析出物の量が過剰となり、析出強化が大きくなりすぎて脆化し、母材靭性の低下や降伏比の増加が著しくなる。そのため、(Mo+4.9V+5.8Nb)を0.40〜0.80の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.50〜0.70である。
4.0 ≦ Mo/V ≦ 16.0 ‥‥(2)
(ここで、Mo、V、Nb:各元素の含有量(質量%))
を満足するように調整する。これにより、Mo炭化物の安定性を高め、温間成形中のMo炭化物の粗大化を抑えことができ、温間成形温度に加熱されることに伴う強度低下を安定して補償できるとともに、多大の析出強化に伴う鋼材の脆化を抑制することができる。
Tiは、溶接熱影響部HAZの靭性向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。Tiは、Nとの親和力が強く、凝固時にTiNとして析出する。微細に析出したTiNは、とくにHAZでのオーステナイト粒の粗大化を抑制するとともに、フェライト変態核として、HAZの高靱性化に寄与する。このような効果を得るためには、0.005%以上のTi含有を必要とする。一方,0.020%を超える含有は、TiN粒子の粗大化を招くとともに、TiN中にNbを固溶してNbの析出強化能を損ねる。このため、含有する場合には、Tiは0.005〜0.020%の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、0.008〜0.015%である。
Cu、Ni、Cr、Bはいずれも、鋼の強度を増加させる、高強度化のために有用な元素であり、必要に応じて選択して1種または2種以上を含有できる。
Cuは、固溶強化や焼入性の向上を介して、鋼の強度を増加させる元素である。このような効果を得るためには、0.10%以上含有することが必要となるが、0.50%を超える含有は、材料(合金)コストの増加や熱間脆性による表面性状の劣化を招く。このため、含有する場合には、Cuは0.10〜0.50%の範囲に限定することが好ましい。
Bは,微量の含有で焼入れ性を向上させ、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元素である。また、Bは、TiNが固溶するような高温に晒される溶接ボンド部近傍のHAZで、BNを形成して、フェライト変態核として作用するとともに、固溶Nを低減して、HAZ靱性を向上させる。このような効果を発現させるためには、0.0003%以上の含有を必要とする。一方、0.0030%を超える含有は、母材靭性およびHAZ靱性の低下を招くとともに、母材の降伏強さを著しく上昇させて、所望の低降伏比を確保することが困難になる。このため、含有する場合には、Bは0.0005〜0.0030%の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、 0.0007〜0.0020%である。
Ca、REMはいずれも、硫化物の形態制御を介して母材の靭性および延性の向上に寄与する元素であり、また、微細な硫化物粒子を鋼中に分散させた場合には、フェライト変態核として作用し、HAZ靱性の向上に寄与する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。これらの効果を発揮させるには、Caでは少なくとも0.0005%,REMでは少なくとも0.010%含有することが必要であるが、いずれも0.0050%を超えて過剰に含有すると、過剰量の介在物が生成し、逆に靱性が低下する場合がある。このため、含有する場合には、Caは0.0005〜0.0050%、REMは0.0010〜0.0050%の範囲に限定することが好ましい。
Ceq=C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14
を0.47%以下に調整することが好ましい。Ceqが0.47%を超えて大きくなると、溶接割れ性が高くなり、溶接性が低下する。
本発明厚鋼板は、上記した組成を有し、さらに鋼板表裏面から5mmの範囲の表層部を除いた領域が、面積率で80%以上のベイナイト相を主相とし、該ベイナイト内の方位差15゜以上の大角境界で囲まれた領域の公称粒径が4〜40μmである組織を有する。
本発明では、鋼板表裏面から5mm以内の表層部を除く領域の組織を、ベイナイト相を主相とする組織とする。なお、鋼板表裏面から5mmの範囲の表層部は、内部と熱履歴が大きく異なり、上記したと同様の組織に制御することが難しいため除外した。
ベイナイト相では,旧γ粒界,パケット境界,ブロック境界などの方位差15゜以上の大角境界が存在する。温間成形中には、大角境界から再結晶粒が生成したり,大角境界上の析出物が粗大化したりしやすい。このため,大角境界が多く存在するほど材質低下が起きやすくなる。このため、本発明では、大角境界で囲まれた領域の公称粒径を4〜40μmの範囲に限定した。なお、ここでいう「大角境界」は、EBSD(Electron Back Scatter Diffraction)法を用いて、旧γ粒界、パケット境界、ブロック境界等を挟む境界の方位差を測定して、方位差が15゜以上である境界をいう。また、EBSD法を用いて得られた各境界をマッピングして図示した境界マップ図から、方位差15゜以上の大角境界で囲まれた領域の大きさ(面積)を、画像解析等によって求め、その平均面積の平方根を公称粒径とした。
つぎに、本発明厚鋼板の好ましい製造方法について説明する。
本発明では、鋼素材を、加熱したのち、熱間圧延を行い厚鋼板とする熱間圧延工程と、該熱間圧延工程終了後の厚鋼板に、加速冷却を行う加速冷却工程とを施す。とくに、断らない限り、製造方法において用いる、温度および冷却速度は、板厚方向平均値を用いるものとする。
得られた鋼素材(スラブ)は、加熱温度:1050〜1200℃に再加熱されたのち、熱延工程を施される。
加熱温度が1050℃未満では、V、Nb等の析出物(炭化物)形成元素が十分に固溶されず、これらの元素の効果が十分に発揮されない場合があるうえ、変形抵抗が増大して圧延機の負荷が大きくなる。一方、加熱温度が1200℃を超えると、加熱時にオーステナイト粒が粗大化し、圧延後のミクロ組織が粗大になるため、母材靭性が低下する。このようなことから、鋼素材の加熱温度は 1050〜1200℃の範囲とすることが好ましい。
950℃以下での累積圧下量:30〜60%
本発明では、ミクロ組織を適度に微細化するため、950℃以下で制御圧延を行う。950℃以下の累積圧下量が30%未満では制御圧延の効果が十分でなく、組織が粗大化して靱性が低下したり、焼入性が必要以上に増加して表層が硬化しすぎる場合がある。一方、950℃以下の累積圧下量が60%を超えると、ベイナイトパケット・ブロックが顕著に微細化され、温間加工による材質変化を助長する大角境界が過剰になる。このため、950℃以下での累積圧下量は30〜60%の範囲に限定することが好ましい。
圧延終了温度が900℃を超えて高温になると、組織が粗大化して、靱性が低下したり,焼入性が必要以上に増加して表層が硬化しすぎる場合がある。一方、圧延終了温度がAr3変態点未満では、圧延中あるいは圧延直後にフェライトが生成し、粗大化して、靱性が低下する場合がある。このため、圧延終了温度は、900℃以下Ar3変態点以上に限定することが好ましい。
Ar3(℃)=900−332C+6Si−77Mn−20Cu−50Ni−18Cr−68Mo
(ここで、C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo:各元素の含有量(質量%))
上記した式を計算するうえでは、含有しない元素は零として計算するものとする。
熱間圧延終了後、厚鋼板は、加速冷却工程を施される。
加速冷却工程は、熱間圧延終了後、Ar3変態点以上の温度から600℃以下の温度まで、700〜600℃の平均冷却速度で2℃/s以上の加速冷却を行う工程とする。本発明では、熱間圧延終了後に、ベイナイト相を主としたミクロ組織を得るために、加速冷却を行うことが好ましい。
加速冷却の冷却速度が、700〜600℃の平均冷却速度で2℃/s未満では、フェライトが多量に析出するため、所望のミクロ組織を確保することが難しくなる。このため、加速冷却の冷却速度を、700〜600℃の平均冷却速度で2℃/s以上に限定することが好ましい。なお、加速冷却の冷却速度の上限はとくに規定する必要はないが、マルテンサイトの生成を抑える観点から、50℃/s以下とすることが好ましい。
加速冷却の冷却停止温度が、600℃超えと高温になると、フェライトおよびパーライトが多量に生成し、所望のミクロ組織を確保することが難しくなる。このため、加速冷却の冷却停止温度は600℃以下に限定することが好ましい。なお、加速冷却の冷却停止温度の下限は、とくに規定する必要はないが、冷却温度が比較的速い場合には400℃とすることが好ましい。冷却速度が速い場合に冷却停止温度が400℃未満となると、マルテンサイトが生成し、所望のミクロ組織を確保できにくくなる。このようなことから、加速冷却の冷却停止温度は600℃以下に限定することが好ましい。なお、加速冷却停止後は、放冷することが好ましい。
焼戻温度:500〜650℃
焼戻温度が500℃未満では、所望の焼戻し効果を確保できない。一方、650℃を超えると、析出物が粗大化し、強度が低下するため、上記したMo,V,Nbによる強度上昇効果を確保できなくなる。このため、焼戻温度は500〜650℃の範囲の温度に限定することが好ましい。
得られた厚鋼板から、試験片を採取し、組織観察、引張試験およびシャルピー衝撃試験を実施した。試験方法は、次のとおりとした。
(1)組織観察
得られた厚鋼板から、組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面(L断面)を研磨し、ナイタール液で腐食して、光学顕微鏡(倍率:400倍)および走査型電子顕微鏡(倍率:2000倍)で組織を観察し、撮像して、画像解析装置を用いて、組織の種類、分率を測定した。また、EBSD法で組織を観察し、境界を挟んでの方位差を測定し、方位差15゜以上の大角境界を決定し、該方位差15゜以上の大角境界で囲まれる領域の平均面積を画像解析によって測定し、その平方根を公称粒径とした。
(2)引張試験
得られた厚鋼板の板厚:1/4t位置から、長さ方向が圧延方向に一致するように、JIS4号引張試験片(丸棒試験片)を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して、引張試験を実施し、引張特性(降伏強さYS、引張強さTS、伸びEl、降伏比YR)を求めた。
(3)シャルピー衝撃試験
得られた厚鋼板の板厚:1/4t位置から、長さ方向が圧延方向に一致するように、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、破面遷移温度vTrs(℃)を求めた。
(4)温間加工後の引張試験、衝撃試験
得られた厚鋼板から、曲げ加工用試験材(大きさ:圧延方向100×幅方向1500mm)を採取した。得られた試験材を、加熱温度:400℃、500℃、600℃に加熱したのち、該加熱された試験材に曲げ方向が圧延方向に垂直になるように温間プレス曲げ加工を施した。曲げ半径RはR=500mmとした。曲げ加工後、加工部の外表面側1/4t位置から、試験片長さ方向が圧延方向に一致するように、JIS4号丸棒引張試験片、Vノッチ試験片を採取して、JIS Z 2241の規定に準拠して、引張試験を、またJIS Z 2242の規定に準拠して、シャルピー衝撃試験を実施し、引張特性(降伏強さYS、引張強さTS、伸びEl、降伏比YR)および破面遷移温度vTrs(℃)を求め、温間成形性を評価した。
Claims (9)
- 質量%で、
C:0.06〜0.10%、 Si:0.03〜0.35%、
Mn:1.0〜1.6%、 P:0.015%以下、
S:0.003%以下、 Al:0.005〜0.060%、
N:0.0040%以下、 Mo:0.20〜0.50%、
Nb:0.005〜0.030%、 V:0.015〜0.080%
を含み、かつ、Mo、Nb、Vを、下記(1)式および下記(2)式を満足するように、含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる組成を有し,
鋼板表裏面から5mm以内の表層部を除く領域が、面積率で80%以上のベイナイト相と、前記ベイナイト相以外の残部がフェライトおよびパーライトからなり、該ベイナイト内の方位差15゜以上の大角境界で囲まれた領域の公称粒径が4〜40μmである組織を有し、温間加工後の特性に優れることを特徴とする引張強さ:570MPa以上の高張力厚鋼板。
記
0.40 ≦(Mo+4.9V+5.8Nb)≦ 0.80 ‥‥(1)
4.0 ≦ Mo/V ≦ 16.0 ‥‥(2)
ここで、Mo、V、Nb:各元素の含有量(質量%) - 前記組成に加えてさらに、質量%で、Ti:0.005〜0.020%を含有する組成とすることを特徴とする請求項1に記載の高張力厚鋼板。
- 前記組成に加えてさらに、質量%で、Cu:0.10〜0.50%、Ni:0.10〜0.60%、Cr:0.10〜0.60%、B:0.0003〜0.0030%のうちから選ばれた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または2に記載の高張力厚鋼板。
- 前記組成に加えてさらに、質量%で、Ca:0.0005〜0.0050%,REM:0.0010〜0.0050%のうち1種または2種を含有することを特徴とする請求項1ないし3のいずれかに記載の高張力厚鋼板。
- 鋼素材を、加熱したのち、熱間圧延を行い厚鋼板とする熱間圧延工程と、該熱間圧延工程終了後の厚鋼板に、加速冷却を行う加速冷却工程とを施す、厚鋼板の製造方法において、
前記鋼素材を、質量%で、
C:0.06〜0.10%、 Si:0.03〜0.35%、
Mn:1.0〜1.6%、 P:0.015%以下、
S:0.003%以下、 Al:0.005〜0.060%、
N:0.0040%以下、 Mo:0.20〜0.50%、
Nb:0.005〜0.030%、 V:0.015〜0.080%
を含み、かつ、Mo、Nb、Vを、下記(1)式および下記(2)式を満足するように、含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる組成を有する鋼素材とし、
前記熱延工程が、加熱温度:1050〜1200℃に加熱したのち、950℃以下での累積圧下量が30〜60%で、圧延終了温度:900℃以下Ar3変態点以上とする熱間圧延を行う工程であり、
前記加速冷却工程が、熱間圧延終了後、Ar3変態点以上の温度から600℃以下の温度まで、700〜600℃の平均冷却速度で2℃/s以上の加速冷却を行う工程であり、
鋼板表裏面から5mm以内の表層部を除く領域が、面積率で80%以上のベイナイト相と、前記ベイナイト相以外の残部がフェライトおよびパーライトからなり、該ベイナイト内の方位差15゜以上の大角境界で囲まれた領域の公称粒径が4〜40μmである組織を有し、温間加工後の特性に優れ、引張強さ:570MPa以上の厚鋼板とすることを特徴とする高張力厚鋼板の製造方法。
記
0.40 ≦(Mo+4.9V+5.8Nb)≦ 0.80 ‥‥(1)
4.0 ≦ Mo/V ≦ 16.0 ‥‥(2)
ここで、Mo、V、Nb:各元素の含有量(質量%) - 前記組成に加えてさらに、質量%で、Ti:0.005〜0.020%を含有する組成とすることを特徴とする請求項5に記載の高張力厚鋼板の製造方法。
- 前記組成に加えてさらに、質量%で、Cu:0.10〜0.50%、Ni:0.10〜0.60%、Cr:0.10〜0.60%、B:0.0003〜0.0030%のうちから選ばれた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5または6に記載の高張力厚鋼板の製造方法。
- 前記組成に加えてさらに、質量%で、Ca:0.0005〜0.0050%,REM:0.0010〜0.0050%のうち1種または2種を含有することを特徴とする請求項5ないし7のいずれかに記載の高張力厚鋼板の製造方法。
- 前記加速冷却工程の後に、焼戻温度:500〜650℃に焼き戻す焼戻工程を施すことを特徴とする請求項5ないし8のいずれかに記載の高張力厚鋼板の製造方法。
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