JPWO2013099192A1 - 高張力熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
本発明の構成は、質量%で、C:0.04〜0.08%、Si:0.50%以下、Mn:0.8〜2.2%、P:0.02%以下、S:0.006%以下、Al:0.1%以下、N:0.008%以下、Cr:0.05〜0.8%を含み、さらにNb:0.01〜0.08%、V:0.001〜0.12%、Ti:0.005〜0.04%を調整して含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる組成であり、表層が、ベイナイトを主相とし、体積率で0.5〜4%のマルテンサイトを第二相とし、さらに、合計の体積率で10%以下のフェライト相、パーライト、セメンタイトのうちから選択される一種以上を、第三相として含む組織を有することを特徴とする。
Description
なお、ここでいう「高張力熱延鋼板」とは、API5L−X65級以上X80級以下の高強度を有する熱延鋼板をいうものとする。
また、ラインパイプには、通常、防食のため、管表面に塗装が施される。そして、その塗装を焼付けるために、200〜300℃の範囲の温度に加熱する塗装焼付処理が施される。そのため、造管時に歪が導入された鋼管は、歪時効により硬化し、降伏強さが増加し、降伏伸びを示す変形特性を示す場合がある。このような変形特性を示す鋼管では、その後の鋼管への曲げ変形に際し、局部座屈を生じ、パイプの破壊に至るという問題がある。
なお、ここでいう「管成形後の変形特性に優れた」とは、表層部がJIS Z 2241 の規定に準拠してJIS5号試験片(GL:50mm)を用いた引張試験で一様伸び10%以上を示し、さらに予歪として2%引張歪を付与した後、250℃×60 min加熱する塗装焼付硬化処理後の塗装焼付硬化量ΔYSが40MPa以下となる、低い塗装焼付硬化特性を有し、かつ管成形−塗装焼付処理後に降伏伸びの発生が抑制され、管として曲げ変形を受けたときに、局部座屈の発生を抑制できる変形特性を有することを意味する。
その結果、Crと、さらにNb、Ti、Vを必須含有し、Nb、Ti、Vの合計量を適正範囲に調整し、かつ表層部の組織について、ベイナイトを主相とし、第二相として少量のマルテンサイトを含有する組織とすることにより、表層部の一様伸びを10%以上と高い変形能を有しかつ、予歪2%付与後に250℃×60minの熱処理(塗装焼付け処理)を施した後の塗装焼付硬化量ΔYS(={(塗装焼付け処理後の降伏応力)−(予歪付与後の変形応力)}が40MPa以下と低く、さらに、塗装焼付処理後に、降伏伸びが抑制できることを見出した。
(1)質量%で、C:0.04〜0.08%、Si:0.50%以下、Mn:0.8〜2.2%、P:0.02%以下、S:0.006%以下、Al:0.1%以下、N:0.008%以下、Cr:0.05〜0.8%を含み、さらにNb:0.01〜0.08%、V:0.001〜0.12%、Ti:0.005〜0.04%を、以下の式(1):
0.05 ≦ Nb+V+Ti ≦ 0.20 ・・・(1)
(ここで、Nb、V、Tiは、鋼中の含有量(質量%)を示す。)
を満足するように調整して含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる組成であり、表層が、ベイナイトを主相とし、体積率で0.5〜4%のマルテンサイトを第二相とし、さらに、合計の体積率で10%以下のフェライト相、パーライト、セメンタイトのうちから選択される一種以上を、第三相として含む組織を有することを特徴とする高張力熱延鋼板。
0.05 ≦ Nb+V+Ti ≦ 0.20 ・・・(1)
(ここで、Nb、V、Tiは、鋼中の含有量(質量%)を示す。)
を満足するように調整して含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる組成であり、前記鋼素材の前記加熱を1100〜1250℃の範囲の温度とし、前記熱間圧延における仕上圧延の、930℃以下の温度域における累積圧下率を50%以上、圧延終了温度を760℃以上とし、前記加速冷却を、前記仕上圧延終了後直ちに、7〜50℃/sの平均冷却速度CRで冷却を開始し、550℃以上、以下の式(2):
SCT(℃)=750−270C−90Mn+4Si(25−CR)−80Mo−30(Cu+Ni) ・・・(2)
(ここで、C、Mn、Si、Mo、Cu、Niは、鋼中の含有量(質量%)を示し、CRは、加速冷却における平均冷却速度(℃/s)を示す。)
で定義される温度SCT+30℃以下の範囲の温度である冷却停止温度で冷却を停止する処理とし、該加速冷却を停止した後、前記巻取りまでの間を、(SCT−20℃)〜(SCT+30℃)の温度域での滞留時間が10〜60sである放冷処理又は徐冷処理を施し、前記巻取温度を430℃以上(SCT−50℃)以下とすることを特徴とする管成形後の変形能に優れた高張力熱延鋼板の製造方法。
Cは、鋼の強度を増加させる作用を有する元素であり、本発明では所望の強度を確保するために、0.04%以上の含有を必要とする。一方、0.08%を超えて多量に含有すると、母材の靭性、溶接熱影響部靭性を低下させる。このため、Cは0.04〜0.08%の範囲に限定した。なお、好ましくは0.05〜0.07%である。
Siは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果は0.01%以上の含有で認められる。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0.50%以下に限定した。なお、好ましくは0.40%以下である。
Mnは、焼入れ性を向上させる元素であり、焼入れ性向上を介して鋼板の強度増加に寄与する。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割れを抑制する。このような効果を得るためには0.8%以上の含有を必要とする。一方、2.2%を超える過剰の含有は、凝固時の偏析を助長し、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。このため、Mnは0.8〜2.2%の範囲に限定した。なお、好ましくは0.9〜2.1%である。
Pは、鋼の強度を増加させる作用を有するが、偏析傾向が強く、靭性を低下させる。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、0.02%までは許容できる。このようなことから、Pは0.02%以下に限定した。なお、好ましくは0.016%以下である。
Sは、鋼中では主として介在物(硫化物)として存在し、延性、靭性を低下させる悪影響を及ぼす。このため、Sはできるだけ低減することが望ましいが、0.006%までは許容できる。このようなことから、Sは0.006%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0.001%以上含有することが望ましい。一方、0.1%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0.1%以下に限定した。
Nは、不可避的に含まれる元素であるが、過剰な含有はスラブ鋳造時の割れを多発させる。また、固溶Nは時効を引き起こすとともに、塗装焼付処理時に降伏強さの増加(塗装焼付硬化)をもたらすため、できるだけ低減することが望ましい。このようなことから、Nは0.008%以下に限定した。
Crは、焼入れ性を向上させ、鋼板強度を増加させる作用を有する元素であり、また、Crは、塗装焼付処理後に降伏伸びの発生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0.05%以上の含有を必要とする。一方、0.8%を超える過剰な含有は、強度が高くなりすぎ、延性、靭性を低下する。このため、Crは0.05〜0.8%の範囲に限定した。なお、好ましくは0.3〜0.5%である。
Nbは、オーステナイトの粒界移動を抑制し、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る。また、Nbは、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。また、NbはC、Nを固定し、塗装焼付処理時の硬化量を小さくする。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、0.08%を超える含有は、強度が高くなりすぎて、延性、靭性を低下させる。このため、Nbは0.01〜0.08%の範囲に限定した。なお、好ましくは0.02〜0.07%である。
Vは、炭窒化物として微細析出することにより、鋼板の強度を増加させる作用を有する。また、VはC、Nを固定し、塗装焼付処理後の降伏伸びの発生を抑制し、管成形後の変形特性を向上させる。このような効果を得るためには、0.001%以上の含有を必要とする。一方、0.12%を超える含有は、強度が高くなりすぎて、延性、靭性を低下させる。このため、Vは0.001〜0.12%の範囲に限定した。なお、好ましくは0.001〜0.08%である。
Tiは、炭窒化物として微細析出することにより、鋼板の強度を増加させる作用を有する。また、TiはC、Nを固定し、塗装焼付処理後の降伏伸びの発生を抑制し、管成形後の変形特性を向上させる。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、0.04%を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、Tiは0.005〜0.04%の範囲に限定した。
0.05 ≦ Nb+V+Ti ≦ 0.20 ‥‥(1)
(ここで、Nb、V、Ti:含有量(質量%))
Nb、V、Tiの合計含有量が、0.05%未満では、所望の高強度を確保することができないうえ、塗装焼付処理後の降伏伸びの発生を抑制することができない。一方、0.20%を超える過剰の含有は、延性、靭性の低下が著しくなる。このようなことから、Nb、V、Tiは、(1)式を満足するように調整して含有することとした。
Mo、Cu、Ni、Bはいずれも、鋼板強度を増加させる作用を有し、本発明では、Mo、Cu、Ni、Bのうちから選択して一種又は二種以上を必要に応じて選択して含有できる。
Moは、焼入れ性向上を介して、鋼板強度を増加させる作用を有するとともに、炭窒化物として微細に析出して鋼板強度の増加に寄与する。また、Moは塗装焼付処理後の降伏伸びの発生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、0.05%以上含有することが望ましい。一方、0.3%を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、含有する場合には、Moは0.3%以下に限定することが好ましい。
また、Cuは、固溶してあるいは析出して、鋼板強度を増加させる。このような効果を得るためには、0.05%以上含有することが望ましい。一方、0.5%を超えて含有すると、鋼板の表面品質を低下させる恐れがある。このため、含有する場合には、Cuは0.5%以下に限定することが好ましい。
また、Niは、固溶して鋼板強度を増加させるとともに、鋼板の靭性向上に寄与する。このような効果を得るためには0.05%以上含有することが望ましい。一方、0.5%を超える含有は、製造コストの高騰を招く。このようなことから、含有する場合には、Niは0.5%以下に限定することが好ましい。
また、Bは、少量の含有で焼入れ性を顕著に向上させ、鋼板強度の増加に寄与する。このような効果は0.0003%以上の含有で顕著となるが、0.001%を超えて含有しても効果が飽和する。このようなことから、含有する場合には0.001%以下に限定することが好ましい。
Zr、Taは、炭窒化物として微細析出することにより、鋼板を増加させる作用を有する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。このような効果を得るためには、Zr:0.005%以上、Ta:0.01%以上含有することが望ましいが、Zr:0.04%、Ta:0.07%を超えて含有すると、溶接性が低下する。このため、含有する場合には、Zr:0.04%以下、Ta:0.07%以下に限定することが好ましい。
Ca、REMは、いずれも、展伸した粗大な硫化物を球状の硫化物とする硫化物の形態制御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。このような効果を得るためには、Ca:0.001%以上、REM:0.001%以上含有することが望ましいが、Ca:0.005%、REM:0.005%をそれぞれ超えて多量に含有すると、鋼板の清浄度を低下させる。このため、Caは0.005%以下、REMは0.005%以下に限定することが好ましい。
なお、ここでいう「主相」とは、体積率で50%以上、好ましくは80%以上を占める相をいうものとする。また、ここでいう「表層」とは、鋼板表面から板厚方向に2mmまでの領域をいうものとする。
また、第二相として、マルテンサイト相を含むことにより、降伏比が低下し、管成形後の変形特性が向上するとともに、塗装焼付処理時の硬化量を少なくすることができ、管成形後の降伏伸びの発生を抑制することができる。また、ベイナイトおよびマルテンサイト以外の第三相としては、フェライト相、パーライト、セメンタイトのうちから選択される一種以上を含むことができる。これらは、一様伸びを低下させるため、少ないほど好ましいが、合計の体積率で10%以下であれば許容できる。
前記鋼板の板厚中央部の組織を、ベイナイトが主相で、第二相として体積率で0.5〜4%のマルテンサイトを第二相として含む組織とすることにより、高強度及び高靭性を兼備させることができる。具体的には、高い強度を有しつつ、10%以上の一様伸びを実現できる。ここで、「板厚中央部」とは、前記表層以外の部分をいう。また、ベイナイトおよびマルテンサイト以外の第三相としては、フェライト相、パーライト、セメンタイトのうちから選択される一種以上を含むことができる。これらは、強度及び靭性を低下させるため、少ないほど好ましいが、合計の体積率で20%以下とすることが好ましい。
まず、上述した組成を有する鋼素材を出発素材とする。
鋼素材の製造方法は特に、限定する必要はなく、転炉等の通常公知の溶製方法がいずれも適用できる。溶製された溶鋼は、連続鋳造法等の通常公知の鋳造方法がいずれも適用でき、スラブ等の鋼素材に鋳造できる。
鋼素材の再加熱は、1100〜1250℃の範囲の温度とする。再加熱温度が、1100℃未満では、Nbの固溶及び圧延後の析出による強度増加量が低下し、所望の高強度を確保できにくくなる。一方、1250℃を超える高温では、結晶粒が粗大化し低温靭性が低下するとともに、スケール生成量が増加し、表面性状が低下するとともに、歩留が低下する。このため、鋼素材の加熱温度は1100〜1250℃の範囲に限定することが好ましい。なお、鋼素材が、上記した範囲の温度を確保できる熱を保有している場合には、再加熱することなく、あるいは短時間の加熱炉保持を経て、熱間圧延を施してもよい。
粗圧延は、所定寸法形状のシートバーとすることができればよく、特にその条件を規定する必要はない。一方、仕上圧延は、930℃以下の温度域における累積圧下率が50%以上で、仕上圧延終了温度が、760℃以上である圧延とする。930℃以下の温度域(未再結晶温度域)での累積圧下率が50%未満では、結晶粒の微細化が達成できず、所望の高靭性を確保できない。なお、好ましくは85%以下である。累積圧下率で85%超えでは、圧下量が多くなりすぎて、結晶粒が圧延方向に極端にへん平した形状を呈し、破断時に板厚方向に剥離し、セパレーションの原因となる。このため、未再結晶温度域での累積圧下率は50%以上、好ましくは85%以下とする。
仕上圧延終了後、直ちに、好ましくは15s以内、更に好ましくは10s以内に加速冷却を開始する。
加速冷却の冷却停止温度が550℃未満では、主相としてマルテンサイト相が形成されやすくなり、ベイナイト相を主相とする所望の組織が形成しにくくなる。一方、(SCT+30℃)超えの温度では、フェライト、パーライトが多量に生成し、所望の特性を安定して確保できにくくなる。
ここで、SCTは、次の式(2)
SCT(℃)=750−270C−90Mn+4Si(25−CR)−80Mo−30(Cu+Ni)・・・(2)
(ここで、C、Mn、Si、Mo、Cu、Niは、鋼中の含有量(質量%)を示し、CRは、加速冷却における平均冷却速度(℃/s)を示す。)
で定義される温度であり、内部にマルテンサイトを含むベイナイト相の形成のしやすさの程度を表す値であり、含有される合金元素量と、加速冷却の程度に依存する値である。
得られた熱延鋼板(熱延鋼帯)から、試験片を採取し、組織観察、引張試験、衝撃試験、塗装焼付処理後の引張試験を実施し、組織、引張特性、靭性、塗装焼付処理後の引張特性を評価した。なお、評価方法はつぎのとおりである。
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)、又は走査型電子顕微鏡(倍率:1000倍)で、表層(表面から1mmの位置)及び板厚中央位置で各5視野以上観察し、撮像した。得られた組織写真について画像解析装置で、組織の種類、組織分率を測定した。得られた結果を表3に示す。
得られた熱延鋼板の表層(表面から板厚方向に2mmまでの領域)及び板厚中央位置から、圧延方向と平行方向が、引張方向となるようにJIS 5号引張試験片(GL:50mm)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、引張強さ、全伸び、一様伸び)、を測定した。なお、表層(表面から板厚方向に2mmまでの領域)での引張試験片は、表面から1mmの位置が厚さ方向中央位置となるように、採取し、試験片厚さを1.6mmとした。また板厚中央位置での引張試験片は、表層(表面から板厚方向に2mmまでの領域)を切削により除去して、板厚中央位置が厚さ方向中央位置となるようにして作製した。得られた結果を表4に示す。
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が長手方向となるようにVノッチ試験片(幅10mm)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、靭性を評価した。得られた結果を表4に示す。
得られた熱延鋼板の表層(表面から板厚方向に2mmまでの領域)及び板厚中央位置から、圧延方向と平行方向が、引張方向となるようにJIS 5号引張試験片(GL:50mm)を採取した。そして、該引張試験片に、室温で、2%の予歪を付与した後、塗装焼付け処理と同等の熱処理(250℃×60min)を施して、(2)と同様に引張試験を実施し、降伏強さ(変形応力)、降伏伸びを測定し、塗装焼付け硬化量を求めた。得られた結果を表4に示す。
一方、本発明範囲を外れる比較例は、強度が不足しているか、靭性が低下しているか、伸び特性が低下しているか、降伏伸びが発生しており、ラインパイプ用高強度熱延鋼板として所望の特性を確保できていない。
(1)質量%で、C:0.04〜0.08%、Si:0.50%以下、Mn:0.8〜2.2%、P:0.02%以下、S:0.006%以下、Al:0.1%以下、N:0.008%以下、Cr:0.05〜0.8%を含み、さらにNb:0.01〜0.08%、V:0.001〜0.12%、Ti:0.005〜0.04%を、以下の式(1):
0.05 ≦ Nb+V+Ti ≦ 0.20 ・・・(1)
(ここで、Nb、V、Tiは、鋼中の含有量(質量%)を示す。)
を満足するように調整して含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる組成であり、前記鋼板表面から板厚方向に2mmまでの領域である表層が、ベイナイトを主相とし、体積率で0.5〜4%のマルテンサイトを第二相とし、さらに、合計の体積率で10%以下のフェライト相、パーライト、セメンタイトのうちから選択される一種以上を、第三相として含む組織を有し、前記鋼板の表層以外の領域である板厚中央部が、ベイナイトを主相とし、体積率で0.5〜4%のマルテンサイトを第二相とし、さらに、合計の体積率20%以下のフェライト相、パーライト、セメンタイトのうちから選択される一種以上を、第三相として含む組織を有し、一様伸びが10%以上を示すことを特徴とする高張力熱延鋼板。
0.05 ≦ Nb+V+Ti ≦ 0.20 ・・・(1)
(ここで、Nb、V、Tiは、鋼中の含有量(質量%)を示す。)
を満足するように調整して含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる組成であり、前記鋼素材の前記加熱を1100〜1250℃の範囲の温度とし、前記熱間圧延における仕上圧延の、930℃以下の温度域における累積圧下率を50%以上、圧延終了温度を760℃以上とし、前記加速冷却を、前記仕上圧延終了後直ちに、7〜50℃/sの平均冷却速度CRで冷却を開始し、550℃以上、以下の式(2):
SCT(℃)=750−270C−90Mn+4Si(25−CR)−80Mo−30(Cu+Ni) ・・・(2)
(ここで、C、Mn、Si、Mo、Cu、Niは、鋼中の含有量(質量%)を示し、CRは、加速冷却における平均冷却速度(℃/s)を示す。)
で定義される温度SCT+30℃以下の範囲の温度である冷却停止温度で冷却を停止する処理とし、該加速冷却を停止した後、前記巻取りまでの間を、(SCT−20℃)〜(SCT+30℃)の温度域での滞留時間が10〜60sである放冷処理又は徐冷処理を施し、前記巻取温度を430℃以上(SCT−50℃)以下とすることを特徴とする管成形後の変形能に優れた高張力熱延鋼板の製造方法。
前記鋼板の板厚中央部の組織を、ベイナイトが主相で、第二相として体積率で0.5〜4%のマルテンサイトを第二相として含む組織とすることにより、高強度及び高靭性を兼備させることができる。具体的には、高い強度を有しつつ、10%以上の一様伸びを実現できる。ここで、「板厚中央部」とは、前記表層以外の部分をいう。また、ベイナイトおよびマルテンサイト以外の第三相としては、フェライト相、パーライト、セメンタイトのうちから選択される一種以上を含むことができる。これらは、強度及び靭性を低下させるため、少ないほど好ましいが、合計の体積率で20%以下とする。
Claims (9)
- 質量%で、
C:0.04〜0.08%、 Si:0.50%以下、
Mn:0.8〜2.2%、 P:0.02%以下、
S:0.006%以下、 Al:0.1%以下、
N:0.008%以下、 Cr:0.05〜0.8%
を含み、さらにNb:0.01〜0.08%、V:0.001〜0.12%、Ti:0.005〜0.04%を、下記(1)式を満足するように調整して含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる組成であり、
表層が、ベイナイトを主相とし、体積率で0.5〜4%のマルテンサイトを第二相とし、さらに、合計の体積率で10%以下のフェライト相、パーライト、セメンタイトのうちから選択される一種以上を、第三相として含む組織を有することを特徴とする高張力熱延鋼板。
記
0.05 ≦ Nb+V+Ti ≦ 0.20 ・・・(1)
ここで、Nb、V、Tiは、鋼中の含有量(質量%)を示す。 - 前記鋼板の板厚中央部が、ベイナイトを主相とし、体積率で0.5〜4%のマルテンサイトを第二相とし、さらに、合計の体積率で20%以下のフェライト相、パーライト、セメンタイトのうちから選択される一種以上を、第三相として含む組織を有し、
一様伸びが10%以上を示すことを特徴とする請求項1に記載の高張力熱延鋼板。 - 前記組成に加えてさらに、質量%で、Mo:0.3%以下、Cu:0.5%以下、Ni:0.5%以下、B:0.001%以下のうちから選ばれた一種又は二種以上を含有することを特徴とする請求項1又は2に記載の高張力熱延鋼板。
- 前記組成に加えてさらに、質量%で、Zr:0.04%以下、Ta:0.07%以下のうちから選ばれた一種又は二種を含有することを特徴とする請求項1〜3のいずれかに記載の高張力熱延鋼板。
- 前記組成に加えてさらに、質量%で、Ca:0.005%以下、REM:0.005%以下のうちから選ばれた一種又は二種を含有することを特徴とする請求項1〜4のいずれかに記載の高張力熱延鋼板。
- 鋼素材に、加熱後、熱間圧延を施し熱延板とし、前記熱間圧延後直ちに、前記熱延板に加速冷却を施したのち、巻取温度でコイル状に巻き取る、高張力熱延鋼板の製造方法であって、
前記鋼素材は、質量%で、
C:0.04〜0.08%、 Si:0.50%以下、
Mn:0.8〜2.2%、 P:0.02%以下、
S:0.006%以下、 Al:0.1%以下、
N:0.008%以下、 Cr:0.05〜0.8%
を含み、さらにNb:0.01〜0.08%、V:0.001〜0.12%、Ti:0.005〜0.04%を、下記(1)式を満足するように調整して含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる組成であり、
前記鋼素材の前記加熱を1100〜1250℃の範囲の温度とし、
前記熱間圧延における仕上圧延の、930℃以下の温度域における累積圧下率を50%以上、圧延終了温度を760℃以上とし、
前記加速冷却を、前記仕上圧延終了後直ちに、7〜50℃/sの平均冷却速度CRで冷却を開始し、550℃以上、下記(2)式で定義される温度SCT+30℃以下の範囲の冷却停止温度で冷却を停止する処理とし、
該加速冷却を停止した後、前記巻取りまでの間、(SCT−20℃)〜(SCT+30℃)の温度域での滞留時間が10〜60sである放冷処理又は徐冷処理を施し、
前記巻取温度を、430℃以上(SCT−50℃)以下とする
ことを特徴とする高張力熱延鋼板の製造方法。
記
0.05 ≦ Nb+V+Ti ≦ 0.20 ・・・(1)
ここで、Nb、V、Tiは、鋼中の含有量(質量%)を示す。
SCT(℃)=750−270C−90Mn+4Si(25−CR)−80Mo−30(Cu+Ni)・・・(2)
ここで、C、Mn、Si、Mo、Cu、Niは、鋼中の含有量(質量%)を示し、
CRは、加速冷却における平均冷却速度(℃/s)を示す。 - 前記組成に加えてさらに、質量%で、Mo:0.3%以下、Cu:0.5%以下、Ni:0.5%以下、B:0.001%以下のうちから選ばれた一種又は二種以上を含有することを特徴とする請求項6に記載の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、Zr:0.04%以下、Ta:0.07%以下のうちから選ばれた一種又は二種を含有することを特徴とする請求項6又は7に記載の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:0.005%以下、REM:0.005%以下のうちから選ばれた一種又は二種を含有することを特徴とする請求項6〜8のいずれかに記載の高張力熱延鋼板の製造方法。
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