JP5194807B2 - 高降伏強度・高靭性厚鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
[溶接熱影響部の靭性向上]
1.引張強度600MPa以上が得られる組成のラインパイプ用厚鋼板を内外面2層から溶接した場合、溶融線近傍の溶接熱影響部は、硬質第2相として島状マルテンサイトを含む粗い上部ベイナイト組織で、島状マルテンサイト量を減少させることが靭性向上に有効である。
5.二相域圧延後、加速冷却を低温で停止して得られる硬質な第2相と軟質なフェライトからなる複相組織鋼は、降伏挙動がリューダース型からラウンドハウス型に移行し、引張強度に比べて降伏強度が低下する。
(1) 成分組成が、質量%で
C:0.03〜0.08%
Si:0.05%以下
Mn:1.0〜2.0%
P:0.006%以下
S:0.005%以下
Al:0.02〜0.05%
Nb:0.005〜0.025%
Ti:0.005〜0.030%
N:0.001〜0.010%
さらに
Cu:0.10〜0.60%
Ni:0.10〜1.20%
Cr:0.05〜0.40%
Mo:0.05〜0.40%
の1種または2種以上を含有し、
0.30≦Ceq≦0.45
を満たし、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼を、1000〜1200℃に加熱後、900℃以下のオーステナイト未再結晶温度域で累積圧下率が50%以上、二相域で累積圧下率が10〜50%で圧延終了温度が660℃以上となる熱間圧延を行った後、ただちに冷却速度10〜80℃/sで、冷却停止温度400℃以下の冷却を開始し、冷却停止後、ただちに冷却停止温度超え、かつ150℃以上450℃未満の温度範囲に再加熱することを特徴とする高降伏強度・高靱性厚鋼板の製造方法。
但し、Ceq=C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14、
各元素は含有量(質量%)で、含有しない元素は0とする。
(2)成分組成にさらに、質量%で
Zr:0.0005〜0.0300%
Ca:0.0005〜0.0100%
Mg:0.0005〜0.0100%
REM:0.0005〜0.0200%
の1種または2種以上を含有することを特徴とする(1)記載の高降伏強度・高靱性厚
鋼板の製造方法。
[成分組成]以下の説明において%は質量%とする。
C:0.03〜0.08%
Cは低温変態組織においては、過飽和に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%以上の添加が必要であるが、0.08%を超えて添加すると大入熱溶接熱影響部の硬度上昇や組織中に島状マルテンサイトを生成し靭性が劣化するため、上限を0.08%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、溶接熱影響部の組織が上部ベイナイトであるときは、島状マルテンサイトの生成を助長し、溶接熱影響部靭性を著しく劣化させる。本発明では、Siを実質的に含まないようにすることで、溶接熱影響部が上部ベイナイトである場合の溶接熱影響部靭性が著しく向上するという知見を得た。従って、Siはできるだけ低減することが望ましいが、0.05%までは許容する。好ましくは0.04%未満とする。
Mnは焼入れ性向上元素として作用し、1.0%以上の添加によりその効果が得られるが、連続鋳造プロセスを適用した場合、中心偏析部の濃度上昇が著しく、2.0%を超える添加を行うと偏析部の靭性が劣化するため、上限を2.0%とする。
Pは固溶強化により強度を増加させる元素であるが、母材および溶接熱影響部の靭性や溶接性を劣化させるため、一般的にその含有量を低減することが望まれる。本発明では、Pを低減することにより溶接熱影響部の硬さを低減させ、溶接熱影響部靭性を向上させる。特に、0.006%以下にすることで溶接熱影響部靭性を著しく改善するため、Pは0.006%以下とした。
Sは鋼中に不可避的不純物として存在する。特に、中心偏析部での偏析が著しい元素であり、母材の偏析部起因の靱性劣化を助長する。従って、Sはできるだけ低減することが望ましいが、製鋼プロセス上の制約から0.005%までは許容する。
Alは脱酸元素として作用する。0.02%以上の添加で十分な脱酸効果が得られるが、0.05%を超えて添加すると鋼中の清浄度が低下し、靭性劣化の原因となるため上限を0.05%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900℃まで未再結晶領域とするためには、0.005%以上の添加が必要である。一方で、Nbの添加量を増大させると溶接熱影響部、特に大入熱溶接の溶接熱影響部に島状マルテンサイトを生成し、さらに多層溶接時の再熱溶接熱影響部では析出脆化を引き起こして靭性が著しく劣化するため、上限を0.025%とする。Nbの添加量は、溶接熱影響部靭性の観点からは低いほど好ましい。
Tiは窒化物を形成し、鋼中の固溶N量低減に有効である。析出したTiNはピンニング効果で熱間圧延前のスラブ加熱時の母材および溶接熱影響部、特に大入熱溶接の溶接熱影響部のオーステナイト粒の粗大化を抑制して、母材および溶接熱影響部の靭性の向上に寄与する。この効果を得るためには、0.005%以上の添加が必要であるが、0.030%を超えて添加すると、粗大化したTiNや炭化物の析出により母材および溶接熱影響部靭性が劣化するようになるため上限を0.030%とする。
Nは通常鋼中に不可避的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、オーステナイト粗大化を抑制するTiNを形成するため規定する。必要とするピンニング効果を得るためには、0.001%以上鋼中に存在することが必要であるが、0.010%を超える場合は、固溶Nの増大による母材および溶接熱影響部の靭性劣化が著しいため、上限を0.010%とする。
Cuは、0.10%以上添加することで鋼の焼入れ性向上に寄与する。一方で、過剰に添加すると母材および溶接熱影響部の靭性を劣化させるため、添加する場合は、上限を0.60%とする。
Niは、0.10%以上添加することで鋼の焼入れ性向上に寄与する。特に多量に添加しても他の元素に比べ靭性劣化が小さく、強靭化には有効な元素である。しかし、高価な元素で、1.20%を超えて添加すると焼入れ性が過剰に増加して溶接熱影響部靭性が劣化するので、添加する場合は、上限を1.20%とする。
Crは、0.05%以上添加することで鋼の焼入れ性向上に寄与する。一方で、過剰に添加すると母材および溶接熱影響部の靭性を劣化させるため、添加する場合は、上限を0.40%とする。
Moは、0.05%以上添加することで鋼の焼入れ性向上に寄与する。一方で、Moの添加量を増大させると大入熱溶接部を靭性を劣化させるようになる。また、多層溶接時の再熱溶接熱影響部で析出脆化を引き起こし靭性が劣化するようになるため、添加する場合は、上限を0.40%とする。Moの添加量は、溶接熱影響部靭性の観点からは低いほど好ましい。
Ceq(=C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14.各元素は含有量(質量%)で、含有しない元素は0とする)は、C、Mnなどの焼入れ性元素の効果を見積もる指標として用いることができ、強度確保の観点から0.30以上に制御することが望ましい。一方で、0.45を超えると靭性や溶接性を損なうこととなるので上限を0.45%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、0.0300%を超えて添加すると鋼中の清浄度が著しく低下し、靭性が低下するようになるので、添加する場合は0.0005〜0.0300%とする。
Caは、鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり、0.0005%以上添加することで靭性に有害なMnSの生成を抑制する。しかし、0.0100%を超えて添加するとCaO−CaSのクラスタを形成し、靭性を劣化させるようになるので、添加する場合は、0.0005〜0.0100%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、0.0100%を超えて添加すると鋼中の清浄度が低下し、靭性が低下するようになるため、添加する場合は、0.0005〜0.0100%とする。
REMは、鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり、0.0005%以上添加することで靭性に有害なMnSの生成を抑制する。しかし、高価な元素であり、かつ0.0200%を超えて添加しても効果が飽和するため、添加する場合は、0.0005〜0.0200%とする。
製造方法の限定理由について説明する。
スラブ加熱温度:1000〜1200℃
スラブをオーステナイト化しつつ、最低限のNbの固溶量を得るための下限温度は1000℃である。一方で、1200℃を超える温度までスラブを加熱すると、TiNによるピンニングでも、オーステナイト粒成長が著しく、母材靭性が劣化するため、上限を1200℃とする。
Nb添加によって900℃以下はオーステナイト未再結晶温度領域である。この温度域以下において累積で大圧下を行うことにより、オーステナイト粒を伸展させ、特に板厚方向で細粒とし母材靭性を向上させる。
Ar3点〜Ar1点のフェライト−オーステナイト二相温度域で熱間圧延を行うことによってオーステナイト未再結晶域圧延で細粒化したオーステナイトをさらに微細化する。
圧延終了温度が660℃未満の場合、フェライト変態が進行して加速冷却の効果が小さくなり、かつフェライトが粗大化することにより母材靭性が劣化するため、660℃以上とする。
圧延終了後に生成するフェライトは加工されていないため、強度、靭性確保の観点からは有害である。従って、圧延終了後ただちに10℃/s以上の冷却速度で加速冷却を行い、未変態オーステナイトをベイナイト組織に変態させてフェライトの発生を防止し、母材靭性を損なわずに強度を向上させる。一方で、80℃/sを超える冷却速度では、鋼板表面近傍でマルテンサイト変態が生じ、鋼板の強度は上昇するものの靭性劣化とくにシャルピー吸収エネルギの低下が著しいため、上限を80℃/sとする。
引張強さ600MPa以上とするため、冷却停止温度400℃以下として鋼板のミクロ組織をベイナイトやマルテンサイト組織とする。冷却停止温度が400℃を超えると変態温度が高く、十分に鋼板を高強度化できないため、上限を400℃とする。
本発明において、再加熱処理は、重要な熱処理で、複相組織を有する、加速冷却ままの鋼板から引張強度を大きく低下させず、降伏強度を向上させるために、加速冷却後、直ちに急速加熱により、再加熱する。
Claims (2)
- 成分組成が、質量%で
C:0.03〜0.08%
Si:0.05%以下
Mn:1.0〜2.0%
P:0.006%以下
S:0.005%以下
Al:0.02〜0.05%
Nb:0.005〜0.025%
Ti:0.005〜0.030%
N:0.001〜0.010%
さらに
Cu:0.10〜0.60%
Ni:0.10〜1.20%
Cr:0.05〜0.40%
Mo:0.05〜0.40%
の1種または2種以上を含有し、
0.30≦Ceq≦0.45
を満たし、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼を、1000〜1200℃に加熱後、900℃以下のオーステナイト未再結晶温度域で累積圧下率が50%以上、二相域で累積圧下率が10〜50%で圧延終了温度が660℃以上となる熱間圧延を行った後、ただちに冷却速度10〜80℃/sで、冷却停止温度400℃以下の冷却を開始し、冷却停止後、ただちに冷却停止温度超え、かつ150℃以上450℃未満の温度範囲に再加熱することを特徴とする高降伏強度・高靱性厚鋼板の製造方法。
但し、Ceq=C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14、
各元素は含有量(質量%)で、含有しない元素は0とする。 - 成分組成にさらに、質量%で
Zr:0.0005〜0.0300%
Ca:0.0005〜0.0100%
Mg:0.0005〜0.0100%
REM:0.0005〜0.0200%
の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記載の高降伏強度・高靱性厚
鋼板の製造方法。
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