JPWO2014162680A1 - 熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
本願は、2013年4月4日に、日本に出願された特願2013−078395号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
%、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([%Ti]+([%Nb]/2))/[%C]<4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、一次加速冷却と二次加速冷却とからなる加速冷却を実施し、一次加速冷却を、板厚中心位置の平均冷却速度が10℃/s以上で、かつ板厚中心位置の平均冷却速度と表面から板厚方向に1mmの位置での平均冷却速度との冷却速度差が、80℃/s未満である冷却を、表面から板厚方向に1mmの位置での温度が650℃以下500℃以上の温度域の温度となる一次冷却停止温度まで行う冷却とし、前記二次加速冷却を、板厚中心位置の平均冷却速度が10℃/s以上で、板厚中心位置の平均冷却速度と表面から板厚方向に1mmの位置での平均冷却速度との冷却速度差が、80℃/s以上である冷却を、板厚中心位置の温度がBFS(℃)=770−300C−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni−1.5CR(CR:冷却速度(℃/s))以下の二次冷却停止温度まで行う冷却とし、該二次加速冷却後に、板厚中心位置の温度でBFS0(℃)=770−300C−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni以下の巻取温度で巻き取ることにより、強度・延性バランスに優れた厚肉高張力熱延鋼板を製造方法する技術が提案されている。
[1] 質量%で、
C :0.04%以上0.15%以下、 Si:0.01%以上0.55%以下、
Mn:1.0%以上3.0%以下、 P :0.03%以下、
S :0.01%以下、 Al:0.003%以上0.1%以下、
N :0.006%以下、 Nb:0.035%以上0.1%以下、
V :0.001%以上0.1%以下、 Ti:0.001%以上0.1%以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、全Nb量に対する析出Nbの割合が35%以上80%以下であり、板厚表層1.0mm位置において、ラス間隔が0.2μm以上1.6μm以下である焼戻しマルテンサイトおよび/または焼戻しベイナイトの体積分率が95%以上であり、板厚中央位置において、ラス間隔が0.2μm以上1.6μm以下であるフェライトの体積分率が95%以上である組織を有することを特徴とする高靭性高延性高強度熱延鋼板。
[2] 前記[1]において、前記組成が、下記(1)式および(2)式を満足することを特徴とする高靭性高延性高強度熱延鋼板。
Pcm=[%C]+[%Si]/30+([%Mn]+[%Cu]+[%Cr])/20
+[%Ni]/60+[%V]/10+[%Mo]/7+5×[%B]≦0.25 ・・・ (1)
Px=701×[%C]+85×[%Mn]≧181 ・・・ (2)
ここで、(1)式および(2)式において、[%C]、[%Si]、[%Mn]、[%Cu]、[%Cr]、[%Ni]、[%V]、[%Mo]、[%B]は各元素の含有量(質量%)。
[3] 前記[1]または[2]において、前記組成に加えて更に、質量%でCa:0.0001%以上0.005%以下を含有することを特徴とする高靭性高延性高強度熱延鋼板。
[4] 前記[1]ないし[3]のいずれかにおいて、前記組成に加えて更に、質量%で、Cu:0.001%以上0.5%以下、Ni:0.001%以上0.5%以下、Mo:0.001%以上0.5%以下、Cr:0.001%以上0.5%以下、B:0.0001%以上0.004%以下のうちから選ばれる1種または2種以上を含有することを特徴とする高靭性高延性高強度熱延鋼板。
[5] 質量%で、
C :0.04%以上0.15%以下、 Si:0.01%以上0.55%以下、
Mn:1.0%以上3.0%以下、 P :0.03%以下、
S :0.01%以下、 Al:0.003%以上0.1%以下、
N :0.006%以下、 Nb:0.035%以上0.1%以下、
V :0.001%以上0.1%以下、 Ti:0.001%以上0.1%以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成の連続鋳造鋳片を、600℃以下に冷却した後、1000℃以上1250℃以下の温度域に再加熱し、粗圧延および該粗圧延に続き未再結晶温度域での圧下率を20%以上85%以下、仕上げ圧延終了温度を(Ar3−50℃)以上(Ar3+100℃)以下の温度域とする仕上げ圧延を施し、該仕上げ圧延終了後、冷却を、板厚中央位置では750℃以下650℃以上の温度域における平均冷却速度が5℃/s以上50℃/s以下で、板厚表層1mm位置では300℃以上600℃以下の温度域の冷却停止温度まで冷却後、1s以上かけて550℃以上冷却開始温度以下の温度域まで復熱させ、再度300℃以上600℃以下の温度域まで冷却する処理を1回以上実施する冷却とし、350℃以上650℃以下の温度域で巻取ることを特徴とする高靭性高延性高強度熱延鋼板の製造方法。
[6] 前記[5]において、前記組成が、下記(1)式および(2)式を満足することを特徴とする高靭性高延性高強度熱延鋼板の製造方法。
Pcm=[%C]+[%Si]/30+([%Mn]+[%Cu]+[%Cr])/20
+[%Ni]/60+[%V]/10+[%Mo]/7+5×[%B]≦0.25 ・・・ (1)
Px=701×[%C]+85×[%Mn]≧181 ・・・ (2)
ここで、(1)式および(2)式において、[%C]、[%Si]、[%Mn]、[%Cu]、[%Cr]、[%Ni]、[%V]、[%Mo]、[%B]は各元素の含有量(質量%)。
[7] 前記[5]または[6]において、前記組成に加えて更に、質量%でCa:0.0001%以上0.005%以下を含有することを特徴とする高靭性高延性高強度熱延鋼板の製造方法。
[8] 前記[5]ないし[7]のいずれかにおいて、前記組成に加えて更に、質量%で、Cu:0.001%以上0.5%以下、Ni:0.001%以上0.5%以下、Mo:0.001%以上0.5%以下、Cr:0.001%以上0.5%以下、B :0.0001%以上0.004%以下のうちから選ばれる1種または2種以上を含有することを特徴とする高靭性高延性高強度熱延鋼板の製造方法。
Cは、ラス構造を有するフェライト、焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトのラス間隔を小さくし、かつNb、VおよびTiと炭化物を形成することで熱延鋼板の強度を確保するために重要な元素であり、所望の強度を満足するためには、C含有量を0.04%以上とする必要がある。一方、C含有量が0.15%を超えると、板厚表層部での主相である焼戻しマルテンサイトおよび/または焼戻しベイナイトのラス間隔が極端に狭くなるとともに析出物の過剰な増加により、熱延鋼板の靭性および全厚での伸び特性が劣化する。同時に、炭素当量が高くなり、このような熱延鋼板を造管・溶接すると、溶接部の靭性が劣化する。したがって、C含有量は0.04%以上0.15%以下とする。より好ましくは0.04〜0.10%である。
Siの含有量が増加すると、Mn−Si系の非金属介在物を形成して溶接部靭性を悪化させる原因となる。したがって、Si含有量は0.55%を上限とする。一方、Si含有量の下限は、脱酸効果と製鋼技術限界から0.01%に定める。より好ましくは0.10〜0.45%である。
Mnは、ポリゴナルフェライトの生成を抑制し、強度と靭性を確保するために必要な元素であり、その効果の発揮にはMn含有量を1.0%以上とする必要がある。一方、Mn含有量が3.0%を超えると、偏析(segregation)に伴う機械的特性(mechanical characteristic)のバラツキ(variation)が発生し易くなる。また、強度が高くなり過ぎることで、伸び特性(elongation characteristic)が低下する等の悪影響が現れるとともに、炭素当量(carbon equivalent)の増加に伴い溶接部の靭性が劣化する可能性がある。したがって、Mn含有量は1.0%以上3.0%以下とする。
S :0.01%以下、
N :0.006%以下
Pは、鋼中に不純物として存在し、偏析し易い元素で鋼の靭性の劣化をもたらす。したがって、P含有量は0.03%を上限とする。より好ましくは0.02%以下である。
Alは、鋼の脱酸剤(deoxidizing agent)として有用であり、Al含有量は脱酸効果(deoxidation effect)の発現する0.003%以上とする。但し、Al含有量が過剰になると、アルミナ系介在物が生成し、溶接部の欠陥の原因となる。したがって、Al含有量は0.003%以上0.1%以下とする。より好ましくは0.003〜0.06%である。
Nbは、結晶粒の微細化に有効でかつ析出強化元素(precipitation strengthening element)であり、X80級の鋼管強度を確保するためにはNb含有量を0.035%以上とする必要がある。一方、Nb含有量が過剰になると、熱延鋼板の製造時、後述する巻取り温度域(350℃以上650℃以下)で過剰に析出が生じて靭性と伸び特性が低下するとともに、溶接性を劣化させる。したがって、Nb含有量は0.035%以上0.1%以下とする。より好ましくは0.035〜0.08%である。
Vは、析出強化元素であり、これを有効に作用させるためにはV含有量を0.001%以上とする必要がある。一方、V含有量が過剰になると、熱延鋼板の製造時、後述する巻取り温度域(350℃以上650℃以下)で過剰に析出が生じて靭性と伸び特性が低下するとともに、溶接性を劣化させる。したがって、V含有量は0.001%以上0.1%以下とする。
Tiは、結晶粒の微細化に有効でかつ析出強化元素であり、その効果の発現にはTi含有量を0.001%以上とする必要がある。一方、Ti含有量が過剰になると熱延鋼板の製造時、後述する巻取り温度域(350℃以上650℃以下)で過剰に析出が生じて靭性と伸び特性が低下するとともに、溶接性を劣化させる。したがって、Ti含有量は0.001%以上0.1%以下とする。より好ましくは0.001〜0.05%である。
Caは、Sを固定し、MnSの生成を抑制することで靭性を向上させる効果がある。このような効果を発現させるためには、Ca含有量を0.0001%以上とすることが好ましい。一方、Ca含有量が過剰になると、Ca系酸化物の形成により靭性が低下するため、Ca含有量は0.005%以下とすることが好ましい。より好ましくは0.001〜0.0035%である。
Cuは、鋼の変態を制御するとともに、熱延鋼板の強度向上に有効な元素である。このような効果を発現させるためには、Cu含有量を0.001%以上とすることが好ましい。但し、Cuは、焼入れ性が強く、その含有量が0.5%を超えると、特に板厚表層部での主相である焼戻しマルテンサイトおよび/または焼戻しベイナイトのラス間隔を極度に狭くし、靭性と全厚での伸び特性を劣化させるとともに、熱間加工性(hot workability)を低下させるおそれがある。したがって、Cu含有量は0.001%以上0.5%以下とすることが好ましい。
Niは、鋼の変態を制御するとともに、熱延鋼板の強度向上に有効な元素である。このような効果を発現させるためには、Ni含有量を0.001%以上とすることが好ましい。但し、Niは、焼入れ性が強く、その含有量が0.5%を超えると、特に板厚表層部での主相である焼戻しマルテンサイトおよび/または焼戻しベイナイトのラス間隔を極度に狭くし、靭性と全厚での伸び特性を劣化させるとともに、熱間加工性を低下させるおそれがある。したがって、Ni含有量は0.001%以上0.5%以下とすることが好ましい。
Moは、鋼の変態を制御するとともに、熱延鋼板の強度向上に有効な元素である。このような効果を発現させるためには、Mo含有量を0.001%以上とすることが好ましい。但し、Moは、焼入れ性が強く、その含有量が0.5%を超えると、特に板厚表層部での主相である焼戻しマルテンサイトおよび/または焼戻しベイナイトのラス間隔を極度に狭くし、靭性と全厚での伸び特性を劣化させるとともに、マルテンサイトの生成を促進して靭性を低下させるおそれがある。したがって、Mo含有量は0.001%以上0.5%以下とすることが好ましい。
Crは、パーライト変態(pearlite transformation)の遅延効果(delay effect)と粒界セメンタイト(grain boundary cementite)の低減効果があり、これらの効果を発現させるためにはCr含有量を0.001%以上とすることが好ましい。一方、Cr含有量が過剰になると、特に板厚表層部での主相である焼戻しマルテンサイトおよび/または焼戻しベイナイトのラス間隔を極度に狭くし、靭性と全厚での伸び特性を劣化させる。また、Cr含有量が過剰になると、熱延鋼板を造管・溶接する際、溶接部に焼き入れ組織を形成して溶接部靭性の劣化を招くおそれがある。したがって、Cr含有量は0.001%以上0.5%以下とすることが好ましい。
Bは、熱延鋼板の製造時、仕上げ圧延終了後の冷却過程において高温でのフェライト変態(ferrite transformation)を抑制し、フェライトの硬度低下を防止する効果がある。このような効果を発現させるためには、B含有量を0.0001%以上とすることが好ましい。一方、B含有量が過剰になると、溶接部に焼入れ組織(hardened microstructure)を形成するおそれがある。したがって、B含有量は0.0001%以上0.004%以下とすることが好ましい。より好ましくは0.0001〜0.003%である。
+[%V]/10+[%Mo]/7+5×[%B]≦0.25 ・・・ (1)
Px=701×[%C]+85×[%Mn]≧181 ・・・ (2)
ここで、(1)式および(2)式において、[%C]、[%Si]、[%Mn]、[%Cu]、[%Cr]、[%Ni]、[%V]、[%Mo]、[%B]は各元素の含有量(質量%)である。また、鋼板がCuを含有しない場合、(1)式中の[%Cu]をゼロとしてPcm値を算出するものとする。[%Cr]、[%Ni]、[%V]、[%Mo]、[%B]についても同様である。
析出割合が35%未満では、強度不足が発生し易いうえ、造管後の機械的特性のバラツキが大きくなる。一方、80%超ではフェライト、焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトの硬度が上昇し、熱延鋼板靭性と伸び特性が劣化するため、上限を80%とする。
鋼板中に析出したNbの割合(質量比)は、抽出残渣分析により鋼板中に析出したNbの質量を測定し、この測定値の全Nb含有量に対する割合(質量%)として求めることができる。なお、抽出残渣分析では、鋼板を10%アセチルアセトン(acetylacetone)−1%テトラメチルアンモニウム(tetramethylammonium)−メタノール(methanol)中で定電流電解(constant-current electrolysis)(約20mA/cm2)し、溶解残渣をメンブレンフィルター(membrane filter)(孔径:0.2μmφ)で捕集し、硫酸、硝酸および過塩素酸の混合融剤を用いて融解し、ICP発光分析法により析出量を定量化することができる。
板厚が例えば12mm以上である厚肉熱延鋼板を製造する場合において、熱間圧延終了後、板厚中央位置でラス構造を有するフェライトが生成するように冷却速度を調整すると、板厚表層部での冷却速度が極端に大きくなる。したがって、厚肉熱延鋼板の場合、板厚全域に亘りラス構造を有するフェライト主相組織とすることは極めて困難である。
ラス構造を有するフェライト、焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトのラス間隔は、熱延鋼板の強度を担っている一因であるため、ある程度細かい必要がある。しかしながら、ラス間隔が0.2μm未満になると、Nb等の析出が起こらない場合でもフェライト、焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトの硬度上昇が過剰になり、熱延鋼板の靭性と全厚での伸び特性が劣化する。一方、ラス間隔が1.6μmを超えると、Nb等が十分に析出する場合でも十分な熱延鋼板強度を確保することができず、X80級の鋼管強度を満足できなくなる。したがって、ラス間隔は0.2μm以上1.6μm以下とする。
板厚表層1mm位置(鋼板表面から板厚方向1.0mmの位置)において、所望のラス間隔(0.2μm以上1.6μm以下)を有する焼戻しマルテンサイトおよび/または焼戻しベイナイトの体積分率の合計が95%未満になると、板厚表層部の低温靭性が大きく低下する。また、板厚中央位置において、所望のラス間隔(0.2μm以上1.6μm以下)を有するフェライトの体積分率が95%未満になる場合、板厚表層部以外の領域の低温靭性が大きく低下する。したがって、本発明では、各々の位置における主相の体積分率を95%以上とする。
スラブ(連続鋳造鋳片)の冷却が不十分な場合、スラブ表層域でフェライト変態が十分に完了せず、未変態のオーステナイトが残存したままになる。このように未変態のオーステナイトが残存すると、鋳造時にオーステナイト粒界で生じた粒界酸化が助長され、得られる熱延鋼板の表面凹凸が大きくなり、荷重負荷時に不均一変形によって全厚での伸び特性が低下する。したがって、本発明では、スラブ(連続鋳造鋳片)冷却温度をフェライト変態が十分に完了する600℃以下とする。
スラブ加熱温度(連続鋳造鋳片の再加熱温度)が1000℃未満では、析出強化元素であるNb、VおよびTiが十分固溶せず、X80級の鋼管強度が確保できない。一方、1250℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化するとともに、仕上げ圧延終了後の冷却および巻取り過程においてNbが過剰に析出し、熱延鋼板の靭性と伸び特性が劣化する。したがって、連続鋳造鋳片の再加熱温度は1000℃以上1250℃以下とする。
未再結晶温度域(本発明の鋼組成の場合、約940℃以下)で仕上げ圧延を行うことにより、オーステナイト相の再結晶が遅延して歪が蓄積し、γ/α変態(γ→α transformation)時にフェライトが微細化して強度及び靭性が向上する。ここで、仕上げ圧延時における未再結晶温度域での圧下率が20%未満では、これらの効果が十分に発現しない。一方、上記圧下率が85%を超えると、変形抵抗(deformation resistance)が増大して圧延に支障をきたす。したがって、本発明では上記圧下率を20%以上85%以下とする。好ましくは35%以上75%以下である。
均質な粒径および組織で圧延を終了するためには、仕上げ圧延終了温度を(Ar3−50℃)以上とする必要がある。仕上げ圧延終了温度が(Ar3−50℃)を下回ると、仕上げ圧延中に鋼板内部でフェライト変態が生じ、組織が不均一になって、所望の特性が得られない。一方、仕上げ圧延終了温度が(Ar3+100℃)を超えると、結晶粒が粗大化し、靱性が劣化する。従って、仕上げ圧延終了温度を(Ar3−50℃)以上(Ar3+100℃)以下の範囲内とする。
板厚表層部以外の領域においてパーライト変態及びポリゴナルフェライトの生成を抑制し、板厚中央位置でラス構造(ラス間隔:0.2μm以上1.6μm以下)を有するフェライトの体積分率を95%以上とし、靱性を確保するためには、板厚中央位置での750℃以下650℃以上の温度域における平均冷却速度を5℃/s以上とすることが必要である。但し、この板厚中央位置での冷速が大きくなり過ぎると、ラス構造を有するフェライト、焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトのラス間隔が極度に小さくなり、伸び特性が劣化するため、上限は50℃/sとする必要がある。
本発明では、板厚表層1.0mm位置において所望のラス間隔(0.2μm以上1.6μm以下)を有する焼戻しマルテンサイトおよび/または焼戻しベイナイトの体積分率を合計で95%以上に制御するために、板厚中央位置での冷却速度を上記範囲に収めたまま、板厚表層1mm位置においては次の処理を実施する必要がある。この処理とは、加速冷却開始温度から300℃以上600℃以下の温度域の冷却停止温度(一次冷却停止温度)まで任意の冷却速度で冷却後、1秒以上(一次復熱時間)かけて550℃以上冷却開始温度以下の温度域(一次復熱温度)まで復熱させ、再度、300℃以上600℃以下の温度域まで冷却する処理であり、巻き取りまでにこの処理を1回以上実施することが必要である。ここで、n回この処理を実施した時の冷却停止温度をn次冷却停止温度、復熱時間をn次復熱時間、復熱温度をn次復熱温度とする。各制御因子の規定理由は以下のとおりである。
本処理は、表面から板厚方向1.0mmまでの表層部(板厚表層領域)において一旦低温変態組織(マルテンサイト組織および/またはベイナイト組織)とし、復熱によりこれを焼戻すことを目的としている。これにより、板厚表層部での焼戻しマルテンサイトおよび/または焼戻しベイナイトのラス間隔を調節し、表層硬度さらには全厚での伸び特性を向上することができる。冷却停止温度が600℃を超える場合には、低温変態組織が十分に生成しないため、板厚表層部を焼戻し組織とすることができず、全厚での伸び特性が低下する。一方、n次冷却停止温度が300℃未満である場合には、狙いの復熱温度まで到達できないため、十分に焼戻すことができず、全厚での伸び特性が低下する。
復熱温度が550℃未満である場合、十分に組織を焼戻すことができず、板厚表層部での硬度が上昇し、全厚での伸び特性が低下する。一方、復熱(再加熱)温度が冷却開始温度(通常、仕上げ圧延終了温度−20℃〜仕上げ圧延終了温度)を超えると、板厚表層部でフェライトからオーストナイトへの逆変態(reverse transformation)が起こり、再度冷却する際に、焼入れ組織が形成されてしまう。その結果、板厚表層部での硬度が上昇し、全厚での伸び特性が低下するといった問題が生じる。したがって、復熱温度は550℃以上冷却開始温度以下の温度域とする。
復熱時間が1秒未満である場合、十分に組織を焼戻すことができず、板厚表層部での硬度が上昇し、全厚での伸び特性が低下する。したがって、復熱時間は1秒以上とする。但し、復熱時間が長くなり過ぎると、結果として復熱温度が高くなることから、板厚表層部でフェライトからオーストナイトへの逆変態が起こり、再度冷却する際に、焼入れ組織が形成されてしまう。したがって、板厚表層部での硬度が上昇し、全厚での伸び特性が低下するとともに製造能率が大きく低下することが懸念される。このような観点から、復熱時間は5秒以下とすることが好ましい。
Nb、V、Ti等の析出物による析出強化を活用するためには、巻取り温度を350℃以上とすることが必要である。上記析出物を特に効果的に析出させるためには、巻取り温度を400℃以上とすることが好ましい。一方、巻取り温度が650℃を超えると、析出物の粗大化や、ラス構造を有するフェライト、焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトのラス間隔の拡大により、強度が低下する。また、巻取り温度が650℃を超えると、粗大なパーライトが生成して靭性が劣化するため、上限を650℃とする。好ましくは、400℃以上650℃以下である。なお、巻取り温度は鋼板表面の温度である。しかしながら、これは板厚表層1mm位置の温度にほぼ等しい。
(1)組織観察
得られた熱延鋼板から、板厚方向全ての位置が観察できるようなブロック状試験片(blockish test specimen)を採取し、走査型電子顕微鏡(倍率:2000〜5000倍)を用いて、L断面観察(熱延鋼板幅方向が観察面に垂直)を実施した。組織の平均的な情報を得るため、板厚1/2(中央)位置、板厚表層1mm位置について板厚位置毎に3視野以上観察、撮影した。このように3視野以上観察、撮影することにより得られた組織写真を用いて、観察視野面積に対し各構成組織(ラス構造を有するフェライト、焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイト)が占める面積の割合を画像解析(image analysis)により求め、これらの平均値を各構成組織の体積分率とした。
(2)抽出残渣分析(析出Nb割合の測定方法)
得られた熱延鋼板の板厚中央位置および表層1mm位置のそれぞれの位置より試験片を採取し、抽出残渣分析により鋼板(試験片)中に析出したNbの質量を測定した。なお、抽出残渣分析では、鋼板(試験片)を10%アセチルアセトン−1%テトラメチルアンモニウム−メタノール中で定電流電解(約20mA/cm2)し、溶解残渣をメンブレンフィルター(孔径:0.2μmφ)で捕集し、硫酸、硝酸および過塩素酸の混合融剤を用いて融解し、水で一定量に希釈してICP発光分析法でNb析出割合を定量化するものとする。Nb析出割合が、板厚中央位置および表層1mm位置ともに35%以上80%以下の範囲内である場合を「強度、靭性、伸び特性に好ましいNb析出割合」と評価した。
(3)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、平板状の全厚引張試験片(板厚:全厚、平行部長さ:60mm、ゲージ間距離:50mm、ゲージ部幅:38mm)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、降伏強度YS、引張強さTS、全伸びELを求めた。降伏強度が550MPa以上、引張強さが650MPa以上、全伸びが20%以上である場合を、「引張特性が良好である」と評価した。ただし、強度が高くなり過ぎると伸び特性が低下するため、降伏強度は690MPa以下、引張強さは760MPa以下であることが望ましい。
(4)シャルピー衝撃試験(Charpy impact test)
得られた熱延鋼板の板厚中央位置から、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(V-notched test bar)(長さ55mm×高さ10mm×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、試験温度:−60℃での吸収エネルギー(absorbed energy)(J)と延性−脆性破面遷移温度(ductile-brittle fracture surface transition temperature)(℃)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と延性−脆性破面遷移温度の算術平均を求め、その鋼板の吸収エネルギー値(vE-60)と延性−脆性破面遷移温度(vTrs)とした。vE-60が100J以上、vTrsが−80℃以下である場合を「靭性が良好である」と評価した。
(5)DWTT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DWTT試験片(大きさ:板厚全厚×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(shear fracture percentage)が85%となる最低温度(DWTT)を求めた。DWTTが、−30℃以下の場合を「優れたDWTT特性」を有すると評価した。
(6)硬さ試験
得られた熱延鋼板から、硬度測定用のブロック状試験片(大きさ:板厚全厚×幅10mm×長さ10mm)を採取し、ビッカース硬度試験機を用い、荷重1.0kgにて、板厚表層1mm位置での硬度を測定した。
Claims (8)
- 質量%で、
C :0.04%以上0.15%以下、 Si:0.01%以上0.55%以下、
Mn:1.0%以上3.0%以下、 P :0.03%以下、
S :0.01%以下、 Al:0.003%以上0.1%以下、
N :0.006%以下、 Nb:0.035%以上0.1%以下、
V :0.001%以上0.1%以下、 Ti:0.001%以上0.1%以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、全Nb量に対する析出Nbの割合が35%以上80%以下であり、板厚表層1.0mm位置において、ラス間隔が0.2μm以上1.6μm以下である焼戻しマルテンサイトおよび/または焼戻しベイナイトの体積分率が95%以上であり、板厚中央位置において、ラス間隔が0.2μm以上1.6μm以下であるフェライトの体積分率が95%以上である組織を有することを特徴とする熱延鋼板。 - 前記組成が、下記(1)式および(2)式を満足することを特徴とする請求項1に記載の熱延鋼板。
記
Pcm=[%C]+[%Si]/30+([%Mn]+[%Cu]+[%Cr])/20
+[%Ni]/60+[%V]/10+[%Mo]/7+5×[%B]≦0.25 ・・・ (1)
Px=701×[%C]+85×[%Mn]≧181 ・・・ (2)
ここで、(1)式および(2)式において、[%C]、[%Si]、[%Mn]、[%Cu]、[%Cr]、[%Ni]、[%V]、[%Mo]、[%B]は各元素の含有量(質量%)。 - 前記組成に加えて更に、質量%でCa:0.0001%以上0.005%以下を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の熱延鋼板。
- 前記組成に加えて更に、質量%で、Cu:0.001%以上0.5%以下、Ni:0.001%以上0.5%以下、Mo:0.001%以上0.5%以下、Cr:0.001%以上0.5%以下、B :0.0001%以上0.004%以下のうちから選ばれる1種または2種以上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熱延鋼板。
- 質量%で、
C :0.04%以上0.15%以下、 Si:0.01%以上0.55%以下、
Mn:1.0%以上3.0%以下、 P :0.03%以下、
S :0.01%以下、 Al:0.003%以上0.1%以下、
N :0.006%以下、 Nb:0.035%以上0.1%以下、
V :0.001%以上0.1%以下、 Ti:0.001%以上0.1%以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成の連続鋳造鋳片を、600℃以下に冷却した後、1000℃以上1250℃以下の温度域に再加熱し、粗圧延および該粗圧延に続き未再結晶温度域での圧下率を20%以上85%以下、仕上げ圧延終了温度を(Ar3−50℃)以上(Ar3+100℃)以下の温度域とする仕上げ圧延を施し、該仕上げ圧延終了後、冷却を、板厚中央位置では750℃以下650℃以上の温度域における平均冷却速度が5℃/s以上50℃/s以下で、板厚表層1mm位置では300℃以上600℃以下の温度域の冷却停止温度まで冷却後、1s以上かけて550℃以上冷却開始温度以下の温度域まで復熱させ、再度300℃以上600℃以下の温度域まで冷却する処理を1回以上実施する冷却とし、350℃以上650℃以下の温度域で巻取ることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。 - 前記組成が、下記(1)式および(2)式を満足することを特徴とする請求項5に記載の熱延鋼板の製造方法。
記
Pcm=[%C]+[%Si]/30+([%Mn]+[%Cu]+[%Cr])/20
+[%Ni]/60+[%V]/10+[%Mo]/7+5×[%B]≦0.25 ・・・ (1)
Px=701×[%C]+85×[%Mn]≧181 ・・・ (2)
ここで、(1)式および(2)式において、[%C]、[%Si]、[%Mn]、[%Cu]、[%Cr]、[%Ni]、[%V]、[%Mo]、[%B]は各元素の含有量(質量%)。 - 前記組成に加えて更に、質量%でCa:0.0001%以上0.005%以下を含有することを特徴とする請求項5または6に記載の熱延鋼板の製造方法。
- 前記組成に加えて更に、質量%で、Cu:0.001%以上0.5%以下、Ni:0.001%以上0.5%以下、Mo:0.001%以上0.5%以下、Cr:0.001%以上0.5%以下、B :0.0001%以上0.004%以下のうちから選ばれる1種または2種以上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熱延鋼板の製造方法。
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