JP4677883B2 - バウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、石油や天然ガスに使用される高強度ラインパイプ用鋼板およびその製造方法として好適な、バウシンガー効果による、鋼管に成形する前の鋼板の降伏応力から鋼管に成形した後の鋼管周方向の降伏応力の低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板及びその製造方法に関する。
一般に、鋼板に冷間で引張もしくは圧縮歪みを付与し、その後、逆方向に歪みを付与すると、バウシンガー効果により降伏応力が鋼板ままのそれと比較し低下する。バウシンガー効果は、最初の変形段階にセメンタイト、パーライト、島状マルテンサイト（以下、MA）等の硬質第２相、介在物、粒界等で発生する局所的な歪勾配による逆応力の発生がその原因とされている。
現在のラインパイプ用鋼板は、高強度、高靭性に優れたベイナイト組織を得るため、一般的に制御圧延と加速冷却のプロセスで製造される。加速冷却鋼板では、加速冷却後にベイナイトのラス間や未変態オーステナイト部にＣが濃化し、加速冷却後の空冷段階でＣ濃化部がセメンタイトやＭＡへと変態するため、ベイナイトのマトリクスに硬質第２相が存在する組織となる。
また、一般的に加速冷却鋼板は、表面の冷却速度が板厚中央部と比較し速くなるため、表面硬度と板厚中央部硬度の差が大きくなる。この様な硬質第２相の存在や板厚方向の強度不均一は、ＵＯＥ鋼管成型時や管周方向引張試験片矯正時の局所的な歪み勾配の原因となり、鋼管周方向の降伏強度はバウシンガー効果によって鋼板の降伏強度と比較して低下する。
この降伏強度低下代を見込んでパイプ原板の強度は高めに設計する必要があり、バウシンガー効果による降伏強度低下を低減することは鋼板の強度設計緩和に繋がり、合金元素低減によるコスト削減、溶接熱影響部靭性の向上が期待される。
バウシンガー効果による降伏強度低下を抑制する技術として、低Ｃ−高Ｃｒ系成分組成の鋼を用いる方法が知られている（例えば、特許文献１参照）。しかし、この方法では、多量のＣｒ添加による溶接性の低下やコスト上昇を招く。
多量のＣｒ添加に依存しない方法として、制御圧延終了温度と加速冷却停止温度を規定し、鋼板の降伏比、降伏伸びを最適化する方法が知られている（例えば、特許文献２参照）。しかし、この方法では、鋼板の降伏比を９０％以上と高くする必要があり、鋼管の成形性が低下し、生産性の低下を招く。
また、表面硬さ等の点から目的とする組織はフェライト組織で、強度を得るために添加する合金成分を多くすることが必要で、溶接性劣化やＨＡＺ靭性劣化が懸念される。
特公昭５３−２５８０１号公報
特開２０００−２１２６８０号公報
上述したように、従来の技術では、溶接熱影響部の靭性劣化、生産性低下、コスト上昇を招くことなく、バウシンガー効果による降伏強度低下が小さい鋼板を製造することは困難であった。
そこで、本発明は、溶接熱影響部の靭性を劣化させることなく、高生産性、低コストで製造できる、バウシンガー効果による降伏強度低下が小さい鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは前記課題を解決するために、鋼板のミクロ組織およびミクロ組織を達成するための製造方法、特に制御圧延後の加速冷却、冷却速度５℃／ｓ以上、とその後の再加熱という製造プロセスについて鋭意検討し、以下の知見を得た。
すなわち、鋼板のミクロ組織中の硬質第２相であるセメンタイト、パーライト、ＭＡを減少させ、さらに表層部と板厚中心部の硬度差を小さくし板厚方向に均一な強度分布とすることで、鋼管成型段階や引張試験片矯正時に硬質相周辺で発生する局所的な歪勾配を緩和しバウシンガー効果による降伏応力低下を抑制することが可能である。
すなわち、鋼板のミクロ組織中の硬質第２相であるセメンタイト、パーライト、ＭＡを減少させ、さらに表層部と板厚中心部の硬度差を小さくし板厚方向に均一な強度分布とすることで、鋼管成型段階や引張試験片矯正時に硬質相周辺で発生する局所的な歪勾配を緩和しバウシンガー効果による降伏応力低下を抑制することが可能である。
また、加速冷却後直ちに表層部が板厚中心部より高温になるように再加熱することが重要で、このような加熱を実施する装置として誘導加熱装置が好ましく、生産性を低減させることなく、上記鋼板の製造が可能であることも見出した。
尚、本発明のバウシンガー効果による降伏応力低下が小さいとは、バウシンガー効果を、１０φ丸棒試験片を１／４厚位置から採取し１〜３％の圧縮予歪みを導入した後、引張を行い、引張時の０．５％耐力を圧縮時の０．５％耐力で除した値を耐力比として評価し、耐力比が０．８以上を降伏応力低下が小さいとした。
本発明は得られた知見を基に更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１．質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０６％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ａｌ：０．０８％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、ベイナイト組織中の第２相組織の体積分率が３％以下であり、表層（鋼板幅方向断面の表面から板厚中心方向１ｍｍの位置）と板厚中心部のビッカース硬度差が４０以内であることを特徴とするバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板。
１．質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０６％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ａｌ：０．０８％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、ベイナイト組織中の第２相組織の体積分率が３％以下であり、表層（鋼板幅方向断面の表面から板厚中心方向１ｍｍの位置）と板厚中心部のビッカース硬度差が４０以内であることを特徴とするバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板。
２ 更に、質量％で、Ｍｏ：０．０５〜０．４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ｖ：０．００５〜０．０７％の中から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする１に記載のバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板。
３ 更に、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｂ：０．００５％以下の中から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする１または２に記載のバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板。
４ 更に、質量％で、Ｃａ：０．００１〜０．００５％、Ｍｇ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下の中から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする１乃至３のいずれか一つに記載のバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板。
５ １乃至４のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、Ａｒ３変態点温度以上の圧延終了温度で熱間圧延し鋼板とした後、Ａｒ３変態点以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で３００〜６００℃まで加速冷却を行い、その後直ちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で鋼板表面温度６００℃以上、板厚中心部温度５５０〜７００℃まで再加熱を行い、且つ加熱終了時の鋼板表面と板厚中心部の温度差が２０℃以上であることを特徴とするバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
本発明によれば、バウシンガー効果による降伏応力の低下が小さい、すなわち、鋼管に成形する前の鋼板の降伏応力からの鋼管に成形した後に低下する鋼管周方向の降伏応力の低下量が小さい鋼板を、溶接熱影響部の靭性を劣化させたり、生産性を低下させることなく、低コストで製造することが可能で産業上極めて有用である。
本発明に係るバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板の成分組成、ミクロ組織および板厚方向の硬度特性を規定する。
[ミクロ組織]
本発明では、金属組織中の第２相組織の体積分率を３％以下とする。本発明において第２相組織はセメンタイトやＭＡ等の硬質相であり、その周辺に発生する局所的な歪勾配による逆応力の発生を防止し、バウシンガー効果による降伏応力低下を抑制するため金属組織中において体積分率を３％以下とする。
本発明では、金属組織中の第２相組織の体積分率を３％以下とする。本発明において第２相組織はセメンタイトやＭＡ等の硬質相であり、その周辺に発生する局所的な歪勾配による逆応力の発生を防止し、バウシンガー効果による降伏応力低下を抑制するため金属組織中において体積分率を３％以下とする。
３％を超えると、バウシンガー効果による降伏応力低下が増大し、鋼板の強度設計を高くする必要があるため、合金コスト等の製造コスト上昇を招く。バウシンガー効果軽減の観点から、より好ましくは１％以下とする。
［板厚方向の硬度特性］
鋼板表層（鋼板幅方向断面の表面から板厚中心方向１ｍｍの位置）と板厚中心部のビッカース硬度差は４０以内とする。鋼板表層（鋼板幅方向断面の表面から板厚中心方向１ｍｍの位置）と板厚中心部の硬度差を少なくすることで、鋼管成型やサンプル矯正時の歪み分布が均一となり、局所的な歪み勾配が軽減され、バウシンガー効果を抑制することが出来る。より均一な歪み分布を得る観点から、さらに好適には３０以内とする。
鋼板表層（鋼板幅方向断面の表面から板厚中心方向１ｍｍの位置）と板厚中心部のビッカース硬度差は４０以内とする。鋼板表層（鋼板幅方向断面の表面から板厚中心方向１ｍｍの位置）と板厚中心部の硬度差を少なくすることで、鋼管成型やサンプル矯正時の歪み分布が均一となり、局所的な歪み勾配が軽減され、バウシンガー効果を抑制することが出来る。より均一な歪み分布を得る観点から、さらに好適には３０以内とする。
[成分組成]
以下の説明において％で示す単位は全て質量％とする。
以下の説明において％で示す単位は全て質量％とする。
Ｃ
Ｃ：０.０３〜０.０６％とする。Ｃは焼き入れ性を高め強度確保に重要な元素であるが、０.０３％未満では十分な強度が確保できない。また、０.０６％を超える添加は、組織中のＭＡやセメンタイトの体積分率を増加させバウシンガー効果を大きくするため、Ｃ含有量を０.０３〜０.０６％に規定する。
Ｃ：０.０３〜０.０６％とする。Ｃは焼き入れ性を高め強度確保に重要な元素であるが、０.０３％未満では十分な強度が確保できない。また、０.０６％を超える添加は、組織中のＭＡやセメンタイトの体積分率を増加させバウシンガー効果を大きくするため、Ｃ含有量を０.０３〜０.０６％に規定する。
Ｓｉ
Ｓｉ：０.０１〜０.５％とする。Ｓｉは脱酸のため添加するが、０.０１％未満では脱酸効果が十分でなく、０.５％を超えるとＭＡ体積分率の増加や溶接性劣化が起こるため、Ｓｉ含有量を０.０１〜０.５％に規定する。さらに好適には、０．０１〜０．３％である。
Ｓｉ：０.０１〜０.５％とする。Ｓｉは脱酸のため添加するが、０.０１％未満では脱酸効果が十分でなく、０.５％を超えるとＭＡ体積分率の増加や溶接性劣化が起こるため、Ｓｉ含有量を０.０１〜０.５％に規定する。さらに好適には、０．０１〜０．３％である。
Ｍｎ
Ｍｎ：０．５〜２.０％とする。Ｍｎは強度、靭性向上に有効な元素であるが、０．５％未満ではその効果が十分でなく、２．０％を超えると焼き入れ性が高まりＭＡ体積分率の増加、表層硬度の上昇、溶接性劣化を招くため、Ｍｎ含有量を０．５〜２.０％に規定する。ＭＡ生成抑制の観点から、さらに好適には０．５〜１．５％とする。
Ｍｎ：０．５〜２.０％とする。Ｍｎは強度、靭性向上に有効な元素であるが、０．５％未満ではその効果が十分でなく、２．０％を超えると焼き入れ性が高まりＭＡ体積分率の増加、表層硬度の上昇、溶接性劣化を招くため、Ｍｎ含有量を０．５〜２.０％に規定する。ＭＡ生成抑制の観点から、さらに好適には０．５〜１．５％とする。
Ａｌ
Ａｌ：０.０８％以下とする。Ａｌは脱酸剤として添加されるが、０.０８％を超えると鋼の清浄度が低下し、靱性が劣化するため、Ａｌ含有量は０.０８％以下に規定する。好ましくは、０．０１〜０．０８％とする。
Ａｌ：０.０８％以下とする。Ａｌは脱酸剤として添加されるが、０.０８％を超えると鋼の清浄度が低下し、靱性が劣化するため、Ａｌ含有量は０.０８％以下に規定する。好ましくは、０．０１〜０．０８％とする。
以上が基本成分組成であるが、鋼板の強度靱性をさらに改善する目的で、以下に示すＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種又は２種以上を含有することが可能である。
Ｍｏ
Ｍｏは焼き入れ性を向上し強度上昇に大きく寄与する元素である。しかし、０.０５％未満ではその効果が得られず、０.４％を超える添加はＭＡ体積分率の増加や溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｍｏを添加する場合は、含有量を０.０５〜０.４％に規定する。さらに好適には０．３％以下とする。
Ｍｏは焼き入れ性を向上し強度上昇に大きく寄与する元素である。しかし、０.０５％未満ではその効果が得られず、０.４％を超える添加はＭＡ体積分率の増加や溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｍｏを添加する場合は、含有量を０.０５〜０.４％に規定する。さらに好適には０．３％以下とする。
Ｔｉ
ＴｉはＴｉＮのピニング効果により加熱時のオーステナイトの粗大化を抑制し、母材や溶接熱影響部の靭性を改善するために有効な元素である。しかし、０.００５％未満では効果が無く、０.０４％を超える添加はＴｉＮが粗大化し、逆に溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｔｉを添加する場合は、含有量は０.００５〜０.０４％に規定する。さらに、Ｔｉ含有量を０．０２％未満にすると、より優れた靭性を示す。
ＴｉはＴｉＮのピニング効果により加熱時のオーステナイトの粗大化を抑制し、母材や溶接熱影響部の靭性を改善するために有効な元素である。しかし、０.００５％未満では効果が無く、０.０４％を超える添加はＴｉＮが粗大化し、逆に溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｔｉを添加する場合は、含有量は０.００５〜０.０４％に規定する。さらに、Ｔｉ含有量を０．０２％未満にすると、より優れた靭性を示す。
Ｎｂ
Ｎｂは制御圧延の効果を高め、組織細粒化により強度、靭性を向上させる元素である。しかし、０.００５％未満では効果がなく、０.０６％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｎｂを添加する場合は、含有量は０.００５〜０.０６％に規定する。
Ｎｂは制御圧延の効果を高め、組織細粒化により強度、靭性を向上させる元素である。しかし、０.００５％未満では効果がなく、０.０６％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｎｂを添加する場合は、含有量は０.００５〜０.０６％に規定する。
Ｖ
Ｖは強度上昇に寄与する元素である。しかし、０.００５％未満では効果がなく、０.０７％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｖを添加する場合は、含有量は０.００５〜０.０７％に規定する。
Ｖは強度上昇に寄与する元素である。しかし、０.００５％未満では効果がなく、０.０７％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｖを添加する場合は、含有量は０.００５〜０.０７％に規定する。
さらに、鋼板の強度靱性を向上させる場合、以下に示すＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｎの１種又は２種以上を含有してもよい。
Ｃｕ
Ｃｕは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。その効果を得るためには、０．１％以上添加することが好ましいが、多く添加すると溶接性の劣化やＭＡ体積分率の増加を招くため、添加する場合は１．０％を上限とする。
Ｃｕは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。その効果を得るためには、０．１％以上添加することが好ましいが、多く添加すると溶接性の劣化やＭＡ体積分率の増加を招くため、添加する場合は１．０％を上限とする。
Ｎｉ
Ｎｉは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。その効果を得るためには、０．１％以上添加することが好ましいが、多く添加するとコスト的に不利になり、また、溶接熱影響部靱性が劣化するため、添加する場合は１．０％を上限とする。
Ｎｉは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。その効果を得るためには、０．１％以上添加することが好ましいが、多く添加するとコスト的に不利になり、また、溶接熱影響部靱性が劣化するため、添加する場合は１．０％を上限とする。
Ｃｒ
ＣｒはＭｎと同様に低Ｃでも十分な強度を得るために有効な元素である。その効果を得るためには、０．１％以上添加することが好ましいが、多く添加すると溶接性が劣化やＭＡ体積分率の増加を招くため、添加する場合は１．０％を上限とする。
ＣｒはＭｎと同様に低Ｃでも十分な強度を得るために有効な元素である。その効果を得るためには、０．１％以上添加することが好ましいが、多く添加すると溶接性が劣化やＭＡ体積分率の増加を招くため、添加する場合は１．０％を上限とする。
Ｂ
Ｂは強度上昇、ＨＡＺ靭性改善に寄与する元素である。その効果を得るためには、０．０００５％以上添加することが好ましいが、０.００５％を超えて添加すると溶接性を劣化させるため、添加する場合は０.００５％以下とする。
Ｂは強度上昇、ＨＡＺ靭性改善に寄与する元素である。その効果を得るためには、０．０００５％以上添加することが好ましいが、０.００５％を超えて添加すると溶接性を劣化させるため、添加する場合は０.００５％以下とする。
Ｎ
本発明においてＮは不可避的不純物として扱うが、０．００７％を越えると、溶接熱影響部靭性が劣化するため、好ましくは０．００７％以下に制限する。
本発明においてＮは不可避的不純物として扱うが、０．００７％を越えると、溶接熱影響部靭性が劣化するため、好ましくは０．００７％以下に制限する。
さらに、Ｔｉ量とＮ量の比であるＴｉ／Ｎを最適化することで、ＴｉＮ粒子により溶接熱影響部のオーステナイト粗大化を抑制し、良好な溶接熱影響部靭性を得ることが出来るため、好ましくはＴｉ／Ｎを２〜８、さらに好ましくは２〜５とする。
Ｃａ
製鋼プロセスにおいて、脱酸反応支配でＣａＳを確保して靭性改善効果を得るためにＣａを０．００１％以上添加することが好ましいが、０．００５％を超えて添加すると粗大ＣａＯが発生しやすく靭性が低下するうえ、取鍋のノズル閉塞の原因となり生産性を阻害するので、添加する場合は０．００５％以下とする。
Ｃａ
製鋼プロセスにおいて、脱酸反応支配でＣａＳを確保して靭性改善効果を得るためにＣａを０．００１％以上添加することが好ましいが、０．００５％を超えて添加すると粗大ＣａＯが発生しやすく靭性が低下するうえ、取鍋のノズル閉塞の原因となり生産性を阻害するので、添加する場合は０．００５％以下とする。
Ｍｇ
Ｍｇはアルミナクラスター（Ａｌ２Ｏ３）を、Ａｌ、Ｍｇ系酸化物として微細分散させることで母材靭性向上に寄与する元素である。０．００５％を越える添加では酸化物の増加により母材靭性の低下が起こるため、添加する場合は０．００５％以下とする。
Ｍｇはアルミナクラスター（Ａｌ２Ｏ３）を、Ａｌ、Ｍｇ系酸化物として微細分散させることで母材靭性向上に寄与する元素である。０．００５％を越える添加では酸化物の増加により母材靭性の低下が起こるため、添加する場合は０．００５％以下とする。
ＲＥＭ
ＲＥＭは、ＭｎＳの形態制御に有効な元素であり、母材靭性の向上に寄与する。０．０２％以上の添加は、ＲＥＭの酸硫化物が過剰に生成し、母材靭性を劣化させるため、添加する場合は０．０２％以下とする。
ＲＥＭは、ＭｎＳの形態制御に有効な元素であり、母材靭性の向上に寄与する。０．０２％以上の添加は、ＲＥＭの酸硫化物が過剰に生成し、母材靭性を劣化させるため、添加する場合は０．０２％以下とする。
上記以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物とする。
次に、本発明に係る高強度鋼板の好適な製造方法について説明する。製造方法においては、スラブ加熱温度、熱間圧延、加速冷却、および加速冷却後の再加熱条件を規定する。
加熱温度、圧延終了温度、冷却停止温度の温度は鋼板の平均温度とする。平均温度は、スラブもしくは鋼板の表面温度より、板厚、熱伝導率等のパラメータを考慮して、計算により求めたものである。
また、冷却速度は、冷却開始後、冷却停止温度（３００〜６００℃）まで冷却に必要な温度差をその冷却を行うのに要した時間で割った平均冷却速度とする。
[スラブ加熱温度]
スラブ加熱温度：１０００〜１３００℃とする。加熱温度が１０００℃未満では十分な強度が得られず、１３００℃を超えると母材靭性が劣化するため、１０００〜１３００℃とする。
[熱間圧延条件]
熱間圧延は圧延終了温度：Ａｒ３変態点温度以上とする。本発明では硬質相の少ない均一な組織とすることが重要であるが、圧延終了温度がＡｒ３変態点温度未満であると、初析フェライトが生成し冷却後の金属組織がフェライトとベイナイトの混合組織となるため、圧延終了温度はＡｒ３変態点温度以上とする。
[加速冷却条件]
圧延終了後、Ａｒ３変態点温度以上から直ちに５℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却する。冷却開始温度がＡｒ３温度未満となると初析フェライトが生成し混合組織となるためバウシンガー効果が大きくなり、さらに強度不足を招く。
[スラブ加熱温度]
スラブ加熱温度：１０００〜１３００℃とする。加熱温度が１０００℃未満では十分な強度が得られず、１３００℃を超えると母材靭性が劣化するため、１０００〜１３００℃とする。
[熱間圧延条件]
熱間圧延は圧延終了温度：Ａｒ３変態点温度以上とする。本発明では硬質相の少ない均一な組織とすることが重要であるが、圧延終了温度がＡｒ３変態点温度未満であると、初析フェライトが生成し冷却後の金属組織がフェライトとベイナイトの混合組織となるため、圧延終了温度はＡｒ３変態点温度以上とする。
[加速冷却条件]
圧延終了後、Ａｒ３変態点温度以上から直ちに５℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却する。冷却開始温度がＡｒ３温度未満となると初析フェライトが生成し混合組織となるためバウシンガー効果が大きくなり、さらに強度不足を招く。
また冷却速度が５℃／ｓ未満では冷却時に硬質相であるパーライトが生成するため、冷却開始をＡｒ３変態点温度以上、圧延終了後の冷却速度を５℃／ｓ以上に規定する。
加速冷却停止温度：３００〜６００℃とする。加速冷却停止温度が３００℃未満では冷却中に島状マルテンサイトが生成し、その後の再加熱で分解しても凝集したセメンタイトが生成する。さらに、３００℃未満となると表層硬度が上昇する。
一方、６００℃を超えると加速冷却停止時の未変態オーステナイト分率が高くなり、再加熱後の空冷時にＭＡやパーライトが生成する。このような凝集したセメンタイトやパーライトは局所的な歪勾配の原因となり、鋼管成型時のバウシンガー効果による降伏応力低下が大きくなるため、加速冷却停止温度を３００〜６００℃に規定する。好ましくは３５０〜５５０℃であり、より好ましくは４００〜５３０℃である。
冷却方法については製造プロセスによって任意の冷却設備を用いることが可能であり、例えば水冷方式の加速冷却設備が利用できる。
[加速冷却後の再加熱条件]
前述したように、加速冷却材におけるセメンタイトやＭＡといった硬質相は、加速冷却後の空冷時にＣが濃化した未変態オーステナイトやベイナイトラス間で生成する。
本発明では、加速冷却直後の再加熱中に微細な炭窒化物を析出させ、Ｃを消費することで、未変態オーステナイトへのＣ濃化を抑え、ＭＡやセメンタイトの生成を抑制する。
[加速冷却後の再加熱条件]
前述したように、加速冷却材におけるセメンタイトやＭＡといった硬質相は、加速冷却後の空冷時にＣが濃化した未変態オーステナイトやベイナイトラス間で生成する。
本発明では、加速冷却直後の再加熱中に微細な炭窒化物を析出させ、Ｃを消費することで、未変態オーステナイトへのＣ濃化を抑え、ＭＡやセメンタイトの生成を抑制する。
さらに、再加熱時に鋼板表面温度を板厚中心部温度より高くすることで、表層を軟化させることが可能であり、均一な板厚方向の硬度分布が得られる。
そのため、加速冷却後直ちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で鋼板表面温度６００℃以上、板厚中心部温度５５０〜７００℃まで再加熱を行い、且つ加熱終了時の鋼板表面と板厚中心部の温度差を２０℃以上とする。
冷却後は、Ｃが濃化したベイナイトのラス間や未変態オーステナイト部が、空冷によりセメンタイトやＭＡへと変態するため、１８０秒以内に直ちに加熱を開始する必要がある。好ましくは、１２０秒以内である。
冷却後は、Ｃが濃化したベイナイトのラス間や未変態オーステナイト部が、空冷によりセメンタイトやＭＡへと変態するため、１８０秒以内に直ちに加熱を開始する必要がある。好ましくは、１２０秒以内である。
昇温速度が０.５℃／ｓ未満では、目的の再加熱温度に達するまでに長時間を要するため製造効率が悪化し、またパーライト変態が生じるため、バウシンガー効果が大きくなる。
板厚中心部の再加熱温度が５５０℃未満ではセメンタイトや炭窒化物の十分な析出が得られずＭＡが生成する。７００℃を超えるとセメンタイトの凝集、粗大化が起こるため、再加熱の温度域を５５０〜７００℃に規定する。
更に、鋼板表面温度が６００℃未満であり、鋼板表面と板厚中心部の温度差が２０℃未満であると、表層硬度を低下させることが出来ず、表面が硬化した不均一な板厚方向硬度分布となりバウジンガー効果が大きくなるので、鋼板表面温度を６００℃以上、且つ鋼板表面と板厚中心部の温度差を２０℃以上とする。再加熱後の冷却過程は特に規定しないが、空冷とすることが望ましい。
加速冷却後の再加熱を行うための設備として、冷却設備の下流側に加熱装置を設置する。加熱装置としては、鋼板表面と板厚中央部で温度差を発生させることが容易な誘導加熱装置を用いる事が好ましい。
上述した製造方法を実施する設備として、圧延ラインの上流から下流側に向かって熱間圧延機、冷却装置、誘導加熱装置、ホットレベラーを逐次配置したものが好適である。
誘導加熱装置あるいは他の熱処理装置を、圧延設備である熱間圧延機およびその出側に配置される冷却装置と同一ライン上に設置する事によって、圧延、加速冷却終了後迅速に再加熱処理が行えるので、加速冷却後の鋼板温度を過度に低下させることなく加熱することが可能である。
上述した製造方法と成分組成の組み合わせにより製造した本発明鋼板では金属組織中の島状マルテンサイト分率が３％以下、更に表層（鋼板幅方向断面の表面から板厚中心方向１ｍｍの位置）と板厚中央部の硬度差として４０以下が得られる。
図１に本発明鋼板（０．０５ｍａｓｓ％Ｃ−１．４ｍａｓｓ％Ｍｎ−０．０１ｍａｓｓ％Ｔｉ−０．０４ｍａｓｓ％Ｎｂ）を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察したミクロ組織を示す。
図１はナイタールエッチング後に電解エッチングを施した試料の観察結果で、セメンタイト（矢印で示す）は電解エッチングで溶解されるため黒く穴状で観察され、ＭＡはベイナイトラス間に針上に存在したり粒界付近に塊状に存在し白く浮きだって観察される。 図１から明らかなように、ベイナイト組織中のセメンタイトやＭＡの硬質相はほとんど観察されない。
表１に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ〜Ｌ）を連続鋳造法によりスラブとし、板厚１８、２６ｍｍの厚鋼板（Ｎｏ.１〜２１）を製造した。
加熱したスラブを熱間圧延により圧延した後、直ちに水冷型の冷却設備を用いて加速冷却を行い、誘導加熱炉を用いて再加熱を行った。誘導加熱炉は冷却設備と同一ライン上に設置した。
各鋼板（Ｎｏ.１〜２１）の製造条件を表２に示す。なお、加熱温度、圧延終了温度、冷却開始および停止温度は鋼板の平均温度とした。平均温度は、スラブもしくは鋼板の表面温度より、板厚、熱伝導率等のパラメータ、計算により求めた。
加速冷却速度は、加速冷却開始後、加速冷却停止温度まで冷却に必要な温度差をその冷却を行うのに要した時間で割った平均冷却速度とした。
再加熱昇温速度は、加速冷却後、板厚中心部の再加熱温度までの再加熱に必要な温度差を再加熱するのに要した時間で割った平均昇温速度とした。
再加熱終了時の鋼板表面温度は、放射温度計で測定し、鋼板板厚中心部温度は、鋼板の表面温度より、板厚、熱伝導率等のパラメータ、計算により求めた。
以上の条件で製造した鋼板を用い、表層（鋼板幅方向断面の表面から板厚中心方向１ｍｍの位置）と板厚中心部の硬度差測定、引張特性測定、バウシンガー試験を実施した。測定結果を表２に併せて示す。
硬度差は、荷重１０ｋｇｆのビッカース硬さの値で表層の硬度（鋼板幅方向断面の表面から板厚中心方向１ｍｍの位置の硬度）と板厚中心部の硬度の差を示している。
引張特性は、圧延垂直方向の全厚引張試験片を２本採取し、引張試験を行い、引張特性を測定し、その平均値で評価した。引張強度５４０ＭＰａ以上を本発明に必要な強度とした。
バウシンガー試験は、１０φ丸棒試験片を１／４厚位置から採取し１〜３％の圧縮予歪みを導入した後、引張を行い、引張時の０．５％耐力を圧縮時の０．５％耐力で除した値を耐力比として評価した。
耐力比が高いほどバウシンガー効果による降伏応力低下が小さいと評価でき、耐力比が０．８以上を本発明に必要な値とした。溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性については、再現熱サイクル装置によって入熱４０ｋＪ／ｃｍに相当する熱履歴を加えた試験片を用いてシャルピー試験を行った。試験温度−１０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００J以上を良好とした。
第２相体積分率は、倍率１０００倍で組織観察した５枚のＳＥＭ写真の画像解析から面積分率を平均して求め、鋼板中に均一に第２相が分散していると仮定して、体積分率とした。
表２において、本発明例であるＮｏ.１〜９はいずれも、化学成分および製造方法が本発明の範囲内であり、引張強度５４０ＭＰａ以上の高強度で、第２相の体積分率も１％未満であり耐力比も０．８以上であった。
Ｎｏ.１０〜１６は、化学成分は本発明の範囲内であるが、製造方法が本発明の範囲外であるため、第２相体積分率か硬度差のいずれかが満足できず、耐力比が０．８未満となっている。
Ｎｏ.１７〜２１は化学成分が本発明の範囲外であるため第２相体積分率が３％を超しており、耐力比も０．８未満となっている。
Claims (5)
- 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０６％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ａｌ：０．０８％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、ベイナイト組織中の第２相組織の体積分率が３％以下であり、表層（鋼板幅方向断面の表面から板厚中心方向１ｍｍの位置）と板厚中心部のビッカース硬度差が４０以内であることを特徴とするバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板。
- 更に、質量％で、Ｍｏ：０．０５〜０．４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ｖ：０．００５〜０．０７％の中から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載のバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板。
- 更に、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｂ：０．００５％以下、の中から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載のバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板。
- 更に、質量％で、Ｃａ：０．００１〜０．００５％、Ｍｇ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下の中から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれか一つに記載のバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板。
- 請求項１乃至４のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、Ａｒ３変態点温度以上の圧延終了温度で熱間圧延し鋼板とした後、Ａｒ３変態点以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で３００〜６００℃まで加速冷却を行い、その後直ちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で鋼板表面温度６００℃以上、板厚中心部温度５５０〜７００℃まで再加熱を行い、且つ加熱終了時の鋼板表面と板厚中心部の温度差が２０℃以上であることを特徴とするバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
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