JP2006307334A - 高強度厚鋼板およびその製造方法、ならびに高強度鋼管 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】質量%で、C:0.03〜0.12%、Si:0.01〜0.5%、Mn:1.5〜3%、Al:0.01〜0.08%、Nb:0.01〜0.08%、Ti:0.005〜0.025%、N:0.001〜0.01%、O:0.003%以下、S:0.001%以下、Ca:0.0005〜0.01%を含有し、さらに、Cu:0.01〜2%、Ni:0.01〜3%、Cr:0.01〜1%、Mo:0.01〜1%、V:0.01〜0.1%の一種または二種以上を含有し、Ca、O、Sの含有量が下記の(1)式を満たし、ミクロ組織がフェライト+硬質第2相であり、フェライトが面積分率で10〜50%であり、第2相中のセメンタイトの平均粒径が0.5μm以下であり、鋼中に存在するNb等の炭化物に含まれるNb等が鋼中含有量の10%以下である。1≦(1-130×[O])×[Ca]/(1.25×[S])≦3 …(1)
【選択図】なし
Description
1)加速冷却ままの高強度厚鋼板の耐切断割れ性が劣るのは、鋼中の拡散性水素がトラップサイトにトラップされることに起因しており、これを阻止するために、水素量を2ppm未満とする必要があり、そのために少なくとも300℃以上での脱水素熱処理が必要である。具体的には、加速冷却停止後、ただちに再加熱を開始し、鋼板温度を300℃以上で昇温することで水素の拡散が促進され、その結果、鋼中に残留する水素の量が切断割れ発生限界量である2ppmを下回る。
C:0.03〜0.12%、
Si:0.01〜0.5%、
Mn:1.5〜3%、
Al:0.01〜0.08%、
Nb:0.01〜0.08%、
Ti:0.005〜0.025%、
N:0.001〜0.01%
O:0.003%以下、
S:0.001%以下、
Ca:0.0005〜0.01%
を含有し、さらに、
Cu:0.01〜2%、
Ni:0.01〜3%、
Cr:0.01〜1%、
Mo:0.01〜1%、
V:0.01〜0.1%
の一種または二種以上を含有し、Ca、O、Sの含有量が下記の(1)式を満たし、残部Feおよび不可避的不純物からなり、
ミクロ組織において、フェライト+ベイナイト、フェライト+マルテンサイト、およびフェライト+ベイナイト+マルテンサイトのいずれかが面積分率で90%以上であり、フェライトが面積分率で10〜50%であり、ベイナイトおよび/またはマルテンサイト中のセメンタイトの平均粒径が0.5μm以下であり、鋼中に存在するNb、Ti、MoおよびVのいずれか1種を含む単独炭化物またはこれらの二種以上を含む複合炭化物に含まれるNb、Ti、Mo、V量の総和が、添加したNb、Ti、MoおよびVの総和の10%以下であることを特徴とする高強度厚鋼板。
1≦(1−130×[O])×[Ca]/(1.25×[S])≦3…(1)
ただし、[O]、[Ca]、[S]は各元素の鋼中含有量(質量%)である。
REM:0.0005〜0.02%、
Zr:0.0005〜0.03%、
Mg:0.0005〜0.01%、
の一種または二種以上を含有することを特徴とする上記(1)に記載の高強度厚鋼板。
1000〜1200℃に加熱後、圧延を開始し、
950℃以下の温度域での累積圧下量≧67%以上となるように圧延を行い、
Ar3点以上、Ar3点+100℃以下の温度で圧延を終了し、
引き続き、Ar3点−50℃以上、Ar3点未満の温度から、冷却速度20〜80℃/sの加速冷却を開始し、
250℃以下の温度域で冷却を停止し、
冷却後ただちに、昇温速度を5℃/s以上として300℃以上450℃以下の温度に再加熱することを特徴とする高強度厚鋼板の製造方法。
[成分組成]
まず、本発明の高強度厚鋼板の成分組成について説明する。なお、以下において%は質量%を意味する。
Cは低温変態組織においては過飽和固溶することで強度上昇に寄与する。この効果を得るためには0.03%以上含有することが必要であるが、その量が0.12%を超えると、パイプに加工した時に、パイプの円周溶接部の硬度上昇が著しくなり、溶接低温割れが発生しやすくなる。このため、C含有量を0.03〜0.12%とする。
Siは脱酸材として作用し、さらに固溶強化により鋼材の強度を増加させる元素であるが、その量が0.01%未満ではその効果が得られず、0.5%を超えると靱性が著しく低下する。このため、Si含有量を0.01〜0.5%とする。
Mnは焼入性向上元素として作用する。その効果はその量が1.5%以上で発揮されるが、連続鋳造プロセスでは中心偏析部の濃度上昇が著しく、3%を超えると偏析部での遅れ破壊の原因となる。このため、Mn含有量を1.5〜3%の範囲とする。
Alは脱酸元素として作用する。その含有量が0.01%以上で十分な脱酸効果が得られるが、0.08%を超えると鋼中の清浄度が低下し、靱性劣化の原因となる。このため、Al含有量を0.01〜0.08%とする。
Nbは熱間圧延時のオーステナイト未再結晶領域を拡大する効果があり、特に950℃以下を未再結晶領域とするため、0.01%以上含有させる。しかし、その量が0.08%を超えると、溶接した際のHAZの靱性を著しく損ねる。このため、Nbの含有量を0.01〜0.08%とする。
Tiは窒化物を形成し、鋼中の固溶N量低減に有効である他、析出したTiNのピンニング効果によりオーステナイト粒の粗大化を抑制することで、母材、HAZの靱性向上に寄与する。必要なピンニング効果を得るためにはその含有量を0.005%以上とすることが必要であるが、0.025%を超えると炭化物を形成するようになり、それによる析出硬化によって靱性が著しく劣化してしまう。このため、Ti含有量を0.005〜0.025%とする。
Nは通常鋼中の不可避不純物として存在するが、前述の通りTi添加を行うことで、オーステナイト粒の粗大化を抑制するTiNを形成する。必要とするピンニング効果を得るためには、その含有量が0.001%以上であることが必要であるが、0.01%を超えると、溶接部、特に溶融線近傍で1450℃以上に加熱されたHAZでTiNが分解し、固溶Nの悪影響が著しくなる。このため、N含有量を0.001〜0.01%とする。
Cu、Ni、Cr、Mo、Vはいずれも焼入性向上元素として作用するため、高強度化を目的に、これらの元素の一種または二種以上を以下に示す範囲で含有させる。
Cuは0.01%以上で鋼の焼入性向上に寄与する。しかし、2%を超えて含有させると靱性の劣化が生じる。このため、Cuを添加する場合には、その含有量を0.01〜2%とする。なお、0.8%以上含有させることにより、シーム溶接時の加熱による析出強化が著しくなり、溶接熱影響部の軟化防止にも寄与するため、好ましくは0.8〜2%である。
Niは0.01%以上添加することで鋼の焼入性向上に寄与する。特に、多量に添加しても靱性劣化を生じないため、強靱化に有効であるが、高価な元素であり、かつ3%を超えても効果が飽和する。このため、Niを添加する場合には、その含有量を0.01〜3%とする。
Crもまた0.01%以上含有することで鋼の焼入性向上に寄与するが、1%を超えると靱性が劣化する。このため、Crを添加する場合には、その含有量を0.01〜1%とする。
Moもまた0.01%以上含有することで鋼の焼入性向上に寄与するが、1%を超えると靱性が劣化する。このため、Moを添加する場合には、その含有量を0.01〜1%とする。
Vは炭窒化物を形成することで析出強化し、特に溶接熱影響部の軟化防止に寄与する。この効果は0.01%以上で得られるが、0.1%を超えると析出強化が著しく靱性が低下してしまう。このため、Vを添加する場合には、その含有量を0.01〜0.1%とする。
製鋼プロセスにおいて、Ca含有量が0.0005%未満の場合、脱酸反応支配でCaSの確保が難しく靱性改善効果が得られず、一方、Ca含有量が0.01%を超えた場合、粗大CaOが生成しやすくなり、母材を含めて靱性が低下する上に、取鍋のノズル閉塞の原因となり、生産性を阻害する。このため、Ca含有量を0.0005〜0.01%とする。
本発明において、O、Sは不可避的不純物であり含有量の上限を規定する。Oの含有量は、粗大で靱性に悪影響を及ぼす介在物の生成を抑制する観点から0.003%以下とする。
また、Caを添加することでMnSの生成が抑制されるが、Sの含有量が多いとCaによる形態制御でもMnSを抑制しきれないため、0.001%以下とする。
本パラメータ式は、優れた靱性を得るために、鋼中O、S含有量とCa含有量との関係を規定したものであり、この範囲を満たすことにより、粗大で靱性に悪影響を及ぼす介在物生成を抑制するとともに、過剰なCa添加により生成するCaO・CaSの粗大化を抑制し、シャルピー吸収エネルギーの低下を防止する。
Caは硫化物形成能を持ち、添加されると製鋼時の溶鋼中でシャルピー吸収エネルギーを低下させるMnSの生成を抑制し、代わりに比較的靱性に無害なCaSを形成する。ただし、Caは酸化物形成元素でもあるため、まず酸化物として消費される分を見込んだ量を添加する必要がある。すなわち、粗大で靱性に悪影響を及ぼす介在物生成抑制の観点から、O≦0.003%、S≦0.001%とした上で、CaO生成分を除いた有効CaO量(Ca*)を実験結果の回帰による下記(a)式のように規定し、さらに下記(b)式に示すように、CaとSの化学量論比1.25で有効Ca*を割った値が鋼中S量になるようにCaを添加した場合、鋼中Sが全てCaSの生成に費やされる。
Ca*=(1−130×[O])×[Ca] ……(a)
[S]≦Ca*/1.25 ……(b)
3・[S]≧Ca*/1.25 ……(c)
1≦(1−130×[O])×[Ca]/(1.25×[S])≦3 …(1)
ただし、上記(1)式、(a)〜(c)式の[O]、[Ca]、[S]は各元素の鋼中含有量(質量%)である。
これらは、溶接部の靱性をさらに向上させる観点から、上記基本成分に加え、必要に応じて添加する。
REMは鋼中で酸硫化物を形成し、0.0005%以上含有させることで溶接熱影響部の粗大化を防止するピンニング効果をもたらす。しかし、高価な元素であり、かつ0.02%を超えても効果が飽和する。このため、REMを添加する場合には、その含有量を0.0005〜0.02%とする。
Zrは鋼中で炭窒化物を形成し、特に溶接熱影響部においてオーステナイト粒の粗大化を抑制するピンニング効果をもたらす。十分なピンニング効果を得るためには0.0005%以上の添加が必要であるが、0.03%を超えると鋼中の清浄度が著しく低下し、靱性が低下するようになる。このため、Zrを添加する場合には、その含有量を0.0005〜0.03%とする。
Mgは製鋼過程で鋼中に微細な酸化物として生成し、特に、溶接熱影響部においてオーステナイト粒の粗大化を抑制するピンニング効果をもたらす。十分なピンニング効果を得るためには0.0005%以上の添加が必要であるが、0.01%を超えると鋼中の清浄度が著しく低下し、靱性が低下するようになる。このため、Mgを添加する場合には、その含有量を0.0005〜0.01%とする。
次に、ミクロ組織について説明する。
・フェライト+ベイナイト、フェライト+マルテンサイト、フェライト+ベイナイト+マルテンサイトのいずれかが面積分率で90%以上
軟質なフェライトと硬質相の2相組織とすることで引張強度が高く、降伏強度が低くなり、高強度と低降伏比とを両立させることができる。そして、900MPa以上の強度を得るためには、硬質相をベイナイトまたはマルテンサイトまたはこれらの混合組織とする。すなわち、フェライト+ベイナイト、フェライト+マルテンサイト、およびフェライト+ベイナイト+マルテンサイトのいずれかとする。これらフェライトと硬質相の合計の面積分率が90%以上であれば、所望の強度および降伏比を得ることができる。望ましくは、95%以上である。すなわち、10%未満の残留γ、島状マルテンサイト、パーライト等の存在は許容される。靱性の観点から、硬質相を構成するベイナイトおよび/またはマルテンサイトは、板厚方向厚さが30μm以下の細粒オーステナイトから変態した組織であることが望ましい。
フェライトが10%未満の場合、ほとんどベイナイトあるいはマルテンサイト単相組織と挙動が変わらず、降伏強度が高いままとなり、所望の低降伏比を達成することが困難となる。一方、フェライトが50%を超えると、軟質なフェライトが主体となり引張強度が大きく低下し、900MPaを超える高強度を達成することが困難となる。好ましくは10〜30%である。30%以下とすることで安定して高い引張強度を得ることができる。さらに、靱性向上の観点からフェライトの平均粒径が20μmの細粒であることが好ましい。
切断割れ防止のために焼戻しを行うことで、硬質相中、すなわちベイナイトおよび/またはマルテンサイト中にセメンタイトが析出する。焼戻し条件でこのセメンタイトが0.5μmを超える大きさに粗大化してしまうと、DWTT特性の劣化およびシャルピー吸収エネルギーの低下を生じる。このため、ベイナイトおよび/またはマルテンサイト中のセメンタイトの平均粒径を0.5μm以下とする。特にセメンタイトの平均粒径を0.2μm未満として一層粗大化を抑制することにより、シャルピー吸収エネルギーをより上昇させることができるので、セメンタイトの平均粒径は0.2μm未満が好ましい。なお、セメンタイトの平均粒径は以下の手法を用いて測定される。まず、板圧延方向断面に平行にミクロ組織観察用サンプルを採取し、鏡面研磨後、スピードエッチング処理を行ってから走査型電子顕微鏡にて観察を行い、無作為10視野で顕微鏡写真を撮影する。この顕微鏡写真から個々のセメンタイト粒子の円相当直径を画像解析にて算出し、その平均値を計算で求める。
せん断割れ防止のために焼戻しを行うことで、セメンタイト以外にもNb、Ti、MoおよびVの炭化物が鋼中に析出する。これらの元素の炭化物として析出した量の総和がこれらの鋼中含有量の10%を超えると析出強化が生じ、特に降伏強度が上昇することにより低降伏比の目標値を達成し難くなる。このため、これら炭化物形成元素の炭化物を形成する量を10%以下とする。
次に、製造条件について説明する。
(1)熱間圧延
加熱温度:1000〜1200℃
熱間圧延する際、鋼片全体をオーステナイト化するため、1000℃以上に加熱する必要がある。一方、1200℃を超える温度まで鋼片を加熱すると、TiNピンニングによってもオーステナイト粒成長が著しく、母材靱性が劣化する。このため、加熱温度を1000〜1200℃とする。
前述の通り、Nb添加によって950℃以下はオーステナイト未再結晶域である。この温度域にて累積大圧下を行うことにより、オーステナイト粒が伸展し、特に板厚方向では細粒となり、この状態で加速冷却して得られる鋼の靱性は良好となる。しかし、累積圧下量が67%未満では、細粒化効果は不十分であり、鋼の靱性向上効果が得難いため、累積圧下量を67%以上とする。靱性向上効果を一層高めるための好適な範囲は75%以上である。
圧延終了温度がAr3点より低い場合、フェライト変態温度域で圧延することとなり、変態生成したフェライトが大きく加工され、シャルピー吸収エネルギーが低下する。一方、Ar3点+100℃を超える高い温度で圧延を終了した場合、オーステナイト未再結晶域圧延による細粒化効果が不十分となる。これに対して、Ar3点以上、Ar3点+100℃以下の範囲で圧延を終了することにより、オーステナイト未再結晶域圧延によるオーステナイト細粒化効果を十分確保することができる。このため、圧延終了温度をAr3点以上、Ar3点+100℃以下とする。
加速冷却の冷却開始温度:Ar3点−50℃以上、Ar3点未満
低降伏比化を実現するため軟質なフェライト組織を変態生成させる必要があるが、加速冷却を行うとフェライト変態は抑制されるため、熱間圧延後加速冷却を開始するまでの間の空冷過程でフェライトを変態させる。このため、加速冷却の冷却開始温度をAr3点未満とする。一方、冷却開始温度をAr3点−50℃未満とすると、フェライト組織の面積率が50%を超え、必要な引張強度を確保することができなくなるので、下限をAr3点−50℃とする。
ベイナイトおよび/またはマルテンサイトからなる硬質相を得るために20℃/s以上で加速冷却を行う。一方、冷却速度が80℃/sを超えても得られる組織が変わらず材質が飽和することから上限を80℃/sとする。なお、ここでの冷却速度は、板厚中心部の平均冷却速度(冷却開始温度と冷却停止温度の差を所要時間で除した値)のことを指す。
鋼板の高強度化のため、加速冷却の停止温度を下げて、低温で変態するベイナイトやマルテンサイト組織を生成させる。冷却停止温度が250℃を超えると、変態が不十分なまま加速冷却を止めることとなり、残った未変態組織が粗く靱性低下の原因となるので、冷却停止温度は250℃以下とする。
加速冷却で低温変態させて高強度化させた鋼板は、加速冷却後、空冷させても鋼中の拡散性水素が残留し、切断割れが生じることがある。そこで、冷却停止後、速やかに再加熱処理を行う。再加熱処理の方法は、炉加熱、誘導加熱などのいずれでもかまわない。この再加熱処理条件は本発明鋼板の特性を得るために重要な条件である。
再加熱温度が300℃未満の場合、十分水素が拡散せず、切断割れを防止することができないため、再加熱温度は300℃以上とする。一方、降伏比0.85以下を得るために降伏強度の上昇を抑える必要があるので、再加熱時に、Nb、Ti、Mo、Vの炭化物の析出量が増加して析出強化が増加しないように上限温度を450℃とする。
加速冷却を停止した鋼をただちに再加熱することで、加速冷却によって変態生成したベイナイトあるいはマルテンサイト中に過飽和固溶している炭素がセメンタイトとして均質・微細に析出する。そして、300℃を超える温度域からセメンタイトは凝集・粗大化する傾向にある。高強度鋼板の靱性の評価として特に脆性亀裂伝播停止性能を評価するDWTT特性があるが、特にこの特性に関する本発明者らの研究の結果、加熱時の昇温速度を速くして前記凝集過程を抑制し、セメンタイトの粗大化を阻止することが優れたDWTT特性を得るのに効果があり、そのためには昇温速度を5℃/s以上とすれば、セメンタイトをほぼ析出直後の微細な状態に維持して優れたDWTT特性を得ることができることを見出した。このため、昇温速度を5℃/s以上とする。なお、ここでの昇温速度は、板厚中心部の平均昇温速度(再加熱開始温度と再加熱温度の差を所要時間で除した値)のことを指す。
再加熱までの時間が長いと、その間の空冷過程での温度低下によって水素が拡散しにくくなり100℃まで低下してしまうと水素はほとんど拡散されなくなるため加速冷却停止後ただちに再加熱を開始する。加熱開始時期は、加速冷却停止後300秒以内が好ましく、100秒以内がさらに好ましい。
Claims (5)
- 質量%で、
C:0.03〜0.12%、
Si:0.01〜0.5%、
Mn:1.5〜3%、
Al:0.01〜0.08%、
Nb:0.01〜0.08%、
Ti:0.005〜0.025%、
N:0.001〜0.01%、
O:0.003%以下、
S:0.001%以下、
Ca:0.0005〜0.01%
を含有し、さらに、
Cu:0.01〜2%、
Ni:0.01〜3%、
Cr:0.01〜1%、
Mo:0.01〜1%、
V:0.01〜0.1%
の一種または二種以上を含有し、Ca、O、Sの含有量が下記の(1)式を満たし、残部Feおよび不可避的不純物からなり、
ミクロ組織において、フェライト+ベイナイト、フェライト+マルテンサイト、およびフェライト+ベイナイト+マルテンサイトのいずれかが面積分率で90%以上であり、フェライトが面積分率で10〜50%であり、ベイナイトおよび/またはマルテンサイト中のセメンタイトの平均粒径が0.5μm以下であり、鋼中に存在するNb、Ti、MoおよびVのいずれか1種を含む単独炭化物またはこれらの二種以上を含む複合炭化物に含まれるNb、Ti、Mo、V量の総和が、鋼中に含有されるNb、Ti、MoおよびVの総和の10%以下であることを特徴とする高強度厚鋼板。
1≦(1−130×[O])×[Ca]/(1.25×[S])≦3…(1)
ただし、[O]、[Ca]、[S]は各元素の鋼中含有量(質量%)である。 - さらに、質量%で、
REM:0.0005〜0.02%、
Zr:0.0005〜0.03%、
Mg:0.0005〜0.01%、
の一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載の高強度厚鋼板。 - ベイナイトおよび/またはマルテンサイト中に存在するセメンタイトの平均粒径が0.2μm以下であることを特徴とする請求項1または請求項2に記載の高強度厚鋼板。
- 請求項1または請求項2に記載の成分組成を有する鋼を、
1000〜1200℃に加熱後、圧延を開始し、
950℃以下の温度域での累積圧下量が67%以上となるように圧延を行い、
Ar3点以上、Ar3点+100℃以下の温度で圧延を終了し、
引き続き、Ar3点−50℃以上、Ar3点未満の温度から、冷却速度20〜80℃/sの加速冷却を開始し、
250℃以下の温度域で冷却を停止し、
冷却後ただちに、昇温速度を5℃/s以上として300℃以上450℃以下の温度に再加熱することを特徴とする高強度厚鋼板の製造方法。 - 請求項1から請求項3のいずれかに記載の高強度厚鋼板からなる高強度鋼管。
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