JP2003301236A - 耐hic特性に優れた高強度鋼材 - Google Patents
耐hic特性に優れた高強度鋼材Info
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Abstract
て、中央偏析低減のために不純物元素または偏析元素の
厳しい規制や、強度確保のための多量の合金元素の添加
を行うことなく、優れた耐HIC性を示す高強度鋼材を
提供すること。 【解決手段】 質量%で、C:0.02〜0.08%を含有し、金
属組織が実質的にフェライト相とベイナイト相との2相
組織であり、前記フェライト相と前記ベイナイト相との
硬度差がビッカース硬さで70以下であることを特徴と
する、耐HIC特性に優れた高強度鋼材を用いる。さら
に、ベイナイト相の硬度がビッカース硬さで320以下
であることが好ましい。
Description
いる耐水素誘起割れ性(耐HIC性)に優れた鋼材に関
し、特にAPI規格X65グレード以上の高強度を有する鋼材
に関する。
用いられるラインパイプは、強度、靭性、溶接性の他
に、耐水素誘起割れ性(耐HIC性)や耐応力腐食割れ
性(耐SCC性)などのいわゆる耐サワー性が必要とさ
れる。鋼材の水素誘起割れ(HIC)は、腐食反応によ
る水素イオンが鋼材表面に吸着し、原子状の水素として
鋼内部に侵入、鋼中のMnSなどの非金属介在物や硬い第
2相組織のまわりに拡散・集積し、その内圧により割れ
を生ずるものとされている。
やCeをS量に対して適量添加することにより、針状のMnS
の生成を抑制し、応力集中の小さい微細に分散した球状
の介在物に形態を変えて割れの発生・伝播を抑制する、
耐HIC性の優れたラインパイプ用鋼の製造方法が知ら
れている(例えば、特許文献1参照。)。また、偏析傾
向の高い元素(C、Mn、P等)の低減や、スラブ加熱段階
での均熱処理、冷却時の変態途中での加速冷却により、
中心偏析部での割れの起点となる島状マルテンサイト、
割れの伝播経路となるマルテンサイトやベイナイトなど
の硬化組織の生成を抑制した、耐HIC性に優れた鋼が
知られている(例えば、特許文献2、特許文献3参
照。)。また、耐HIC性の優れたX80グレードの高強
度鋼板に関して、低SでCa添加により介在物の形態制御
を行いつつ、低C、低Mnとして中央偏析を抑制し、それ
に伴う強度低下をCr、Mn、Niなどの添加と加速冷却によ
り補う方法が知られている(例えば、特許文献4、特許
文献5、特許文献6参照。)。
は主に中心偏析部が対象である。一方、API X65グレー
ド以上の高強度鋼板は加速冷却または直接焼入れによっ
て製造される場合が多いため、冷却速度の速い鋼板表面
部が内部に比べ硬化し、表面近傍から水素誘起割れが発
生する。また、加速冷却によって得られるこれらの高強
度鋼板のミクロ組織は、表面のみならず内部までベイナ
イトまたはアシキュラーフェライトの比較的割れ感受性
の高い組織であり、中心偏析部のHICへの対策を施し
た場合でも、API X65グレード程度の高強度鋼では硫化
物系または酸化物系介在物を起点としたHICをなくす
ことは困難である。従ってこれらの高強度鋼板の耐HI
C性を問題にする場合は、硫化物系や酸化物系介在物を
起点としたHICの対策が必要である。
ック状ベイナイトやマルテンサイトを含まない耐HIC
性に優れた高強度鋼として、フェライト−ベイナイト2
相組織である、API X80グレードの耐HIC性に優れた
高強度鋼材が知られている(例えば、特許文献7参
照。)。また、ミクロ組織をフェライト単相組織とする
ことで耐SCC(SSCC)性や耐HIC性を改善し、
MoまたはTiの多量添加によって得られる炭化物の析出強
化を利用した高強度鋼が知られている(例えば、特許文
献8、特許文献9参照。)。
に記載のフェライト−ベイナイト2相組織鋼のベイナイ
ト相は、ブロック状ベイナイトやマルテンサイト程では
ないが比較的割れ感受性の高い組織であり、S及びMn量
を厳しく制限して、Ca処理を必須として耐HIC性を向
上させる必要があるため、製造コストが高い。また、特
許文献8、特許文献9等に記載のフェライト相は延性に
富んだ組織であり、割れ感受性が極めて低いため、ベイ
ナイト組織またはアシキュラーフェライト組織の鋼に比
べ耐HIC性が大幅に改善される。しかし、フェライト
単相では強度が低いため、特許文献8に記載の鋼はC及
びMoを多量に添加した鋼を用いて、炭化物を多量に析出
させることによって高強度化し、特許文献9の鋼帯では
Ti添加鋼を特定の温度で鋼帯に巻き取り、TiCの析出強
化を利用して高強度化している。ところが、特許文献8
に記載のMo炭化物が分散したフェライト組織を得るため
には、焼入れ焼戻しの後に冷間加工を行い、さらに再度
焼戻しを行う必要があり、製造コストが上昇するだけで
なく、Mo炭化物の粒径が約0.1μmと大きく、強度上昇
効果が低いため、C及びMoの含有量を高め、炭化物の量
をふやすことによって所定の強度を得る必要がある。ま
た、特許文献9に記載の高強度鋼で利用しているTiCはM
o炭化物に比べ微細であり、析出強化に有効な炭化物で
あるが、析出時の温度の影響を受けて粗大化しやすいに
もかかわらず、析出物粗大化に対する対策が何らなされ
ていない。そのため析出強化が十分ではなく、多量のTi
添加が必要となっている。また、多量のTiを添加した鋼
は溶接熱影響部の靭性が大幅に劣化するという問題があ
る。
来技術の課題を解決し、API X65グレード以上の高強度
鋼材であって、中央偏析低減のために不純物元素または
偏析元素の厳しい規制や、強度確保のための多量の合金
元素の添加を行うことなく、優れた耐HIC性を示す高
強度鋼材を提供することにある。
るための本発明の特徴は以下の通りである。
し、金属組織が実質的にフェライト相とベイナイト相と
の2相組織であり、前記フェライト相と前記ベイナイト
相との硬度差がビッカース硬さで70以下であることを
特徴とする、耐HIC特性に優れた高強度鋼材。
硬さで320以下であることを特徴とする、(1)に記
載の耐HIC性に優れた高強度鋼材。
下の析出物が分散析出していることを特徴とする、
(1)または(2)に記載の耐HIC性に優れた高強度
鋼材。
高強度の両立のために、鋼材のミクロ組織の影響につい
て検討した。その結果、金属組織をフェライト−ベイナ
イトの2層組織とすることが最も効果的であることが分
かった。耐HIC特性向上のためには組織をフェライト
マトリクスとすることが効果的であるが、強度を調整す
るためにベイナイト組織を利用することが有効である。
一般的に高強度鋼材に利用されているフェライト−ベイ
ナイト2相組織は、軟質なフェライト相と硬質なベイナ
イト相の混合組織であり、このような組織を有する鋼材
はフェライト相とベイナイト相との界面に水素が集積し
やすいうえに、前記界面が割れの伝播経路となるため、
耐HIC特性が劣っている。しかし、本発明者らは、フ
ェライト相とベイナイト相の強度を調整し、その硬度差
を一定範囲以内に制限することで高強度と優れた耐HI
C特性を両立することが可能となることを見出し、本発
明を完成した。さらに、ベイナイト相からのき裂の発生
を抑制するためにはベイナイト相の硬度を一定値以下に
制限することが効果的であること、また、フェライト相
の優れた耐HIC特性を保持しながらその強度を高める
ためには、微細な析出物による析出強化を利用すること
が非常に効果的であるという知見を得るに至った。
度鋼材について詳しく説明する。まず、本発明の鋼材の
組織について説明する。
ライト相とベイナイト相との2相組織である、フェライ
ト−ベイナイト組織とする。フェライト相は延性に富ん
でおり割れ感受性が極めて低いために、高い耐HIC特
性を実現できる。また、ベイナイト相は優れた強度靱性
を有しており、鋼材の組織をフェライト−ベイナイト組
織とすることによって耐HIC特性と高強度との両立を
可能とするためである。また、フェライト−ベイナイト
組織の他に、マルテンサイトやパーライト等の異なる金
属組織が1種または2種以上混在する場合は、異相界面
での水素の集積や応力集中によってHICを生じやすく
なるため、フェライト相とベイナイト相以外の組織分率
は少ないほどよい。しかし、フェライト相とベイナイト
相以外の組織の体積分率が低い場合は影響が無視できる
ため、トータルの体積分率で5%以下の他の金属組織
を、すなわちマルテンサイト、パーライト、セメンタイ
トを、1種または2種以上含有してもよい。
相の含有率は特に規定しないが、ベイナイト相を面積分
率で5%以上含有することが望ましい。ベイナイト相は
フェライト相と複合化することで、耐HIC特性を確保
しながら高い強度を得るために必要であり、さらに、鋼
材の製造過程で熱間圧延後の加速冷却などの一般的なプ
ロセスによって容易に得ることが可能である。ベイナイ
ト相の面積分率が5%未満ではその効果が不十分であ
る。一方で、ベイナイト相の面積分率が高いと耐HIC
特性が劣化するのでベイナイト相の面積分率は80%以
下とすることが好ましい。より好ましくは20〜60%
とする。
ト相とベイナイト相の硬度差はビッカース硬さ(HV)
で70以下とする。前述したようにフェライト相とベイ
ナイト相の異相界面がHICの原因となる水素原子の集
積場所となり、かつ割れの伝播経路となるため、耐HI
C特性が低下するが、フェライト相とベイナイト相の硬
度差がHV70以下であれば、その界面が水素原子の集
積場所や割れの伝播経路とならないので、耐HIC特性
は低下しない。好ましくはフェライト相とベイナイト相
の硬度差がHV50以下であり、より好ましくはフェラ
イト相とベイナイト相の硬度差がHV35以下である。
なお、硬度はビッカース硬度計によって測定した値と
し、それぞれの相の内部で最適な大きさの圧痕を得るた
め任意の荷重を選択することができるが、フェライト相
とベイナイト相とで同一の荷重で硬度測定をすることが
望ましい。また、ミクロ組織の局所的な成分または微細
構造の違い等に起因する硬度のばらつき、または測定誤
差によるばらつきを考慮して、それぞれの相について少
なくとも30点以上の異なる位置で硬度測定を行い、フ
ェライト相とベイナイト相の硬度として、それぞれの相
の平均硬度を用いることが好ましい。平均硬度を用いる
場合の硬度差は、フェライト相の硬度の平均値とベイナ
イト相の硬度の平均値の差の絶対値を用いるものとす
る。
明する。以下の説明において%で示す単位は質量%であ
る。
を得るために必要な元素であり、また、炭化物として析
出し、フェライト相の強化にも寄与する元素である。し
かし、その含有量が0.02%未満では十分な強度が確保で
きず、0.08%を超えると靭性や耐HIC性を劣化させる
ため、C含有量を0.02〜0.08%に規定する。
規定することにより、優れた耐HIC特性と高強度を両
立させるものであり、この目的を達成するためにC以外
のいかなる合金元素をも含有することができる。
相の硬度をHV320以下とすることが好ましい。ベイ
ナイト相は高強度を得るために有効な金属組織である
が、その硬度がHVで320を超えるとベイナイト相内
部に縞状マルテンサイト組織(MA)が形成されやす
く、HICでの割れの起点となるだけでなく、フェライ
ト相とベイナイト相との界面での割れの伝播が容易とな
るため、耐HIC特性が劣化する。しかし、ベイナイト
相の硬度がHV320以下であればMAが形成されてい
ることはないので、ベイナイト相の硬度の上限をHV3
20とすることが好ましい。ベイナイト組織はオーステ
ナイトを急冷することによって得ることができるので、
冷却停止温度を一定温度以上としてマルテンサイトなど
の硬化組織の生成を抑制したり、また、冷却後再加熱処
理によって軟化させる方法等を用いて製造することで、
ベイナイト相の硬度をHV320以下とすることが可能
である。ベイナイト相の硬度をHV300以下とすると
さらに好ましく、より好ましくはベイナイト相の硬度を
HV280以下とする。
ト相中に30nm以下の微細な析出物が分散析出しているこ
とが好ましい。フェライト相は延性に優れているので耐
HIC特性に優れているが、通常は強度が低いため硬さ
も低く、フェライト−ベイナイト2相組織とした場合に
フェライト相とベイナイト相との硬度差が大きくなり、
その界面が割れ発生起点や割れの伝播経路となるため耐
HIC特性が劣る。本発明ではフェライト相とベイナイ
ト相との硬度差を一定値以下にすることで耐HIC特性
を改善するが、フェライト相の硬度を高くすることで硬
度差を小さくすることができる。すなわち、析出物の微
細分散によってフェライト相を強化することによって、
ベイナイト相との硬度差を低減することが可能である。
しかし、析出物の粒径が30nmを超えると、分散析出によ
るフェライト相の強化が不十分で、ベイナイト相との硬
度差をHVで70以下にできないため、析出物の粒径を
30nm以下とする。30nm以下の析出物の個数は、TiNを除
いた全析出物の個数の95%以上であることが好まし
い。また、少ない合金元素の添加でより効果的にフェラ
イト相を強化し、かつ優れた耐HIC特性を両立させる
ためには、析出物のサイズを10nmにすることが望まし
い。前記析出物は極めて微細であるので、耐HIC特性
に対して、何ら影響を与えない。
は、耐HIC特性を劣化させずにフェライト相を強化で
きればどんな析出物でも良いが、Mo、Ti、Nb、V等を一
種または二種以上を含む炭化物、窒化物または炭窒化物
は、一般的な鋼材の製造方法によって容易にフェライト
中に微細析出させることが可能であり、これらを用いる
ことが好ましい。フェライト相中に微細析出物を分散析
出させるためには、過冷却されたオーステナイトからの
フェライト変態によって変態界面上に析出させる方法等
を用いることができる。
ズ、個数に依存するため、添加元素とその含有量によっ
て、強度を調整することが可能である。高強度が必要な
場合は、Mo、Ti、Nb、V等の炭化物形成元素の含有量を
高め、析出物の個数を増加させればよい。API X65グレ
ード以上の高強度鋼板とするためには、2×103個/μm3
以上析出させることが望ましい。析出形態はランダムで
も列状でもよく、特に規定されない。
してMoとTiとを含有する複合炭化物を用いることによっ
て、きわめて高い強度が得られる。Mo及びTiは鋼中で炭
化物を形成する元素であり、MoC、TiCの析出により鋼を
強化することは従来より行われているが、MoとTiを複合
添加して、MoとTiとを基本として含有する複合炭化物を
鋼中に微細析出させることにより、MoCやTiCの析出強化
の場合に比べて、より大きな強度向上効果を得ることが
できる。
とTiとを基本として含有する複合炭化物が安定でかつ成
長速度が遅いので、粒径が10nm未満の極めて微細な析出
物が得られることによるものである。また、溶接部靭性
を問題にする場合は、Tiの一部を他の元素(Nb、V等)
で置換することにより、高強度化の効果を損なわずに溶
接部靭性を向上させることが可能である。
かなる合金元素をも含有することができるが、優れた耐
HIC特性と高強度に加えて、靱性または溶接性におい
ても優れた鋼材を得るために、Cに加えて以下に示す成
分範囲の合金元素を1種または2種以上含有することが
好ましい。以下の説明においても%で示す単位は全て質
量%である。
添加するが、0.01%未満では脱酸効果が十分でなく、0.5
%を超えると靭性や溶接性を劣化させるため、添加する
場合はSi含有量を0.01〜0.5%に規定する。
め添加するが、0.1%未満ではその効果が十分でなく、2%
を超えると溶接性と耐HIC性が劣化するため、添加す
る場合はMn含有量を0.1〜2%に規定する。
または耐HIC性を劣化させる不可避不純物元素である
ため、P含有量の上限を0.02%に規定する。
においてはMnS介在物となり耐HIC特性を劣化させる
ため少ないほどよい。しかし、0.005%以下であれば問題
ないため、S含有量の上限を0.005%に規定する。
促進するために有効な元素であり、さらに、フェライト
中で炭化物を形成することでフェライト相を硬化し、フ
ェライト相とベイナイト相の硬度差を小さくするために
も極めて有効な元素である。しかし、1%を超えて添加す
るとマルテンサイトなどの硬化相を形成し耐HIC特性
が劣化するため、添加する場合はMo含有量を1%以下に規
定する。
により靭性を向上させると同時に、フェライト中で炭化
物を形成することでフェライト相を硬化し、フェライト
相とベイナイト相の硬度差を小さくするためにも有効な
元素である。しかし、0.1%を超えて添加されると溶接熱
影響部の靭性が劣化するため、添加する場合はNb含有量
を0.1%以下に規定する。
靱性の向上に寄与する。しかし、0.2%を超えると溶接熱
影響部の靭性が劣化するため、添加する場合はV含有量
を0.2%以下に規定する。
度、靱性の向上に寄与する。しかし、0.1%を超えると溶
接熱影響部の靭性が劣化するだけでなく、熱間圧延時の
表面キズの原因にもなるため、添加する場合はTi含有量
を0.1%以下に規定する。
加されるが、0.1%を超えると鋼の清浄度が低下し、耐H
IC性を劣化させるため、添加する場合はAl含有量を0.
1%以下に規定する。
物の形態制御による耐HIC特性向上に有効な元素であ
るが、0.005%をこえて添加しても効果が飽和し、むし
ろ、鋼の清浄度の低下により耐HIC性を劣化させるの
で、添加する場合はCa含有量を0.005%以下に規定する。
るために、Cu:0.50%以下、Ni:0.50%以下、Cr:0.50%
以下、等の添加元素を含有することもできる。
じて下記の(1)式で定義されるCeqの上限を規定する
ことが好ましい。降伏強度が448MPa以上(API X65グレ
ード)の場合にはCeq≦0.28、降伏強度が482MPa以上
(API X70グレード)の場合にはCeq≦0.32、降伏強度
が551MPa以上(API X80グレード)の場合にはCeq≦0.3
6にすることで、良好な溶接性を確保することができ
る。なお、板厚10〜30mmの範囲でCeqの板厚依存性はな
く、板厚30mmまで同じCeqで設計することができる。 Ceq=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5 ……(1) 但し、(1)式の元素記号は各含有元素の質量%を示
す。
bおよび/またはVとを含んだ複合炭化物を析出させるに
は、例えば質量%で、C:0.02〜0.08%、Si:0.01〜0.50
%、Mn:0.5〜1.8%、P:0.01%以下、S:0.002%以下、M
o:0.05〜0.50%、Ti:0.005〜0.04%、Al:0.07%以下を
含有し、Nb:0.005〜0.05%および/またはV:0.005〜0.
10%を含有し、残部が実質的にFeからなり、原子%で
のC量とMo、Ti、Nb、Vの合計量の比であるC/(Mo+Ti+Nb+
V)が0.5〜3.0である鋼材を用いれば良い。該鋼材はさら
に、Cu:0.50%以下、Ni:0.50%以下、Cr:0.50%以下、C
a:0.0005〜0.005%の中から選ばれる1種又は2種以上
を含有することもできる。
であり、フェライト相内に微細な析出物を分散析出させ
た鋼は、例えば上記の成分組成を有する鋼を用い、通常
の圧延プロセスを用いて熱間圧延後に加速冷却装置等を
用いて2℃/s以上の冷却速度で400〜600℃の温度まで冷
却を行い、さらに誘導加熱装置等を用いて550〜700℃の
温度に再加熱し、その後空冷することで製造できる。ま
た、熱間圧延後、550〜700℃の温度まで急冷し、その温
度で10分以内の温度保持を行った後、350℃以上の温度
に急冷し、その後空冷しても製造できる。
ル成形、UOE成形等で鋼管に成形して、原油や天然ガ
スを輸送する鋼管(電縫鋼管、スパイラル鋼管、UOE
鋼管)等に利用することができる。
を用いて、表2に示す条件で板厚19mmの鋼板(鋼板No.
1〜11)を製造した。
延後に加速冷却装置により所定の温度まで冷却し、さら
に誘導加熱装置による再加熱または等温保持を行うこと
で鋼板を製造した。ただし、No.5の鋼板は冷却後の加
熱処理にガス燃焼炉を用いた。また、鋼板No.7〜11
は比較例であり、熱間圧延後に加速冷却を行い、一部に
ついてはさらに焼戻しを行って製造した。
鏡、透過型電子顕微鏡(TEM)により観察した。ま
た、ベイナイト相の面積分率を測定した。フェライト相
とベイナイト相の硬度を、測定荷重50gのビッカース硬
度計により測定し、それぞれの相について30点の測定
結果の平均値を用いて、フェライト相とベイナイト相の
硬度差を求めた。フェライト相中の析出物の成分はエネ
ルギー分散型X線分光法(EDX)により分析した。各
鋼板における析出物の平均粒径を測定した。また各鋼板
の引張特性、耐HIC特性を測定した。測定結果を表2
に併せて示す。引張特性は、圧延垂直方向の全厚試験片
を引張試験片として引張試験を行い、降伏強度、引張強
度を測定した。耐HIC特性はNACE Standard TM-02-84
に準じた浸漬時間96時間のHIC試験を行い、割れ長さ
率(CLR)を測定した。
も、実質的にフェライト−ベイナイトの2相組織であ
り、フェライト相とベイナイト相との硬度差がビッカー
ス硬さで70以下の本発明範囲内であり、降伏強度480M
Pa以上、引張強度560MPa以上のAPI X65グレード以上の
高強度で、かつ耐HIC性が優れていた。No.1〜4で
はMo、Ti、Nb、VまたはMo、Ti、Nbを含む粒径が10nm未
満の微細な炭化物が、またはNo.5、6ではTi、Nb、Vま
たはTi、Vを含む粒径が30nm未満の微細な炭化物が、フ
ェライト相中に分散析出していた。また、ベイナイト相
の硬度はいずれもHV320以下であった。鋼板1をTE
Mで観察した写真(倍率12万倍)を、図1に示す。図
1の析出物はMo、Ti、Nb、Vを含む微細な複合炭化物で
あり、非常に微細な析出物が列状に析出している様子が
確認された。
イト−ベイナイト2相組織であるが、ベイナイト相の硬
度がHV320超であり、フェライト相との硬度差も7
0超であり、HIC試験で割れが生じた。No.8、9の
鋼板はベイナイト単相組織であり、HIC試験で割れが
生じた。No.11の鋼板はC含有量が本発明範囲より高
く、ミクロ組織がマルテンサイトとなっているため、H
IC試験で割れが生じた。
OEプロセスで外径762mmと660mmのNo.12〜15の鋼
管を製造し、引張試験とHIC試験を実施し、降伏強
度、引張強度、耐HIC特性(割れ長さ率:CLR)を測
定した。その結果を表3に示す。
14の鋼管は、高い強度を有していると同時に耐HIC
特性も優れていた。一方、比較例であるNo.7の鋼板を
用いて製造したNo.15の鋼管は、HIC試験で割れが
発生した。なお、これらの鋼管の製管後のミクロ組織観
察及び硬度測定を実施したところ、製管前の表2の鋼板
と同じ組織及び同程度の硬度を有していることが確認で
きた。
I X65グレード以上の高強度を有しかつ耐HIC性の優
れた鋼材が得られる。このため優れた特性を有する電縫
鋼管、スパイラル鋼管、UOE鋼管等の鋼管を製造する
ことができる。
Claims (3)
- 【請求項1】 質量%で、C:0.02〜0.08%を含有し、金
属組織が実質的にフェライト相とベイナイト相との2相
組織であり、前記フェライト相と前記ベイナイト相との
硬度差がビッカース硬さで70以下であることを特徴と
する、耐HIC特性に優れた高強度鋼材。 - 【請求項2】 ベイナイト相の硬度がビッカース硬さで
320以下であることを特徴とする、請求項1に記載の
耐HIC性に優れた高強度鋼材。 - 【請求項3】 フェライト相中に粒径30nm以下の析
出物が分散析出していることを特徴とする、請求項1ま
たは請求項2に記載の耐HIC性に優れた高強度鋼材。
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2003
- 2003-02-07 JP JP2003031012A patent/JP4089455B2/ja not_active Expired - Lifetime
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