JP5266791B2 - 耐ｓｒ特性および変形性能に優れたｘ１００グレード以上の高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、海底資源掘削船にて用いられるライザー管やコンダクターケーシング管等の構造管に好適なＸ１００グレード以上の強度を有する高強度鋼板およびその製造方法に関し、特に溶接後に行う応力除去焼鈍（ＳＲ処理）後においても優れた強度と靱性を有するものに関する。
近年、圧力上昇による操業効率向上や素材コスト削減の観点から、ＡＰＩＸ１００グレード以上の高強度鋼管または鋼材に対する要求が高まり、石油またはガスの掘削用のライザー鋼管として用いられる。
ライザー鋼管は、円周溶接によって合金元素量が非常に多い鍛造品（例えばコネクタ等）を溶接されるため、ＳＲ処理（応力除去焼鈍）が必要で、ＳＲ処理後に強度、靱性に優れることが要求される。
また、海底資源採取域の深海化に伴い、座屈することが懸念されるため、管の長手方向の変形性能に優れることも要求される。
特許文献１は、６００℃以上の高温ＳＲ特性と耐ＨＩＣ性に優れた低コストの高強度ライザー鋼管用鋼板に関し、０．３０〜１．００％Ｃｒ−０．００５〜０．００３０％Ｔｉ−０．０６０％以下Ｎｂ必須添加系を加速冷却して、６５０℃でのＳＲ処理後でＸ−８０クラスの強度が得られことが記載されている。
特許文献２は、母材及び溶接金属の降伏強さが５５１ＭＰａ以上で且つ、溶接部のＳＲ処理前後の靭性に優れた高強度溶接鋼管に関し、母材をＮｂ−Ｔｉ必須添加系に選択元素として、Ｃｕなどを含有する組成で降伏強さを５５１ＭＰａ以上とし、溶接金属を特定成分の組成で降伏強さを５５１ＭＰａ以上とした鋼管が記載されている。
特許文献３は、ＡＰＩＸ８０以上で、多量の合金元素を含有することなく耐ＳＲ特性に優れる高強度鋼板に関し、０．１〜０．５％Ｍｏ必須添加系にＴｉ，Ｎｂ，Ｖの一種または２種以上を添加した鋼を仕上げ圧延温度７５０℃以上で熱間圧延し、加速冷却後、５５０〜７００℃で再加熱して、１０ｎｍ以下の微細炭化物を分散析出させることが記載されている。
特開平１１−５０１８８号公報
特開２００１−１５８９３９号公報
特開２００４−２６９９６４号公報
しかしながら、特許文献１に記載の鋼板はＳＲ処理による強度低下をＳＲ処理時のＣｒ炭化物の析出によって補うため、多量のＣｒの添加が必要で、素材コストが高いだけでなく、溶接性や靱性の低下が懸念される。
また、焼戻しによる強度低下を補うために、ＳＲ処理時にＣｒ炭化物等を析出させる方法は、炭化物が容易に粗大化し、靭性低下が生じる。
特許文献２に記載の鋼管はシーム溶接金属の特性改善が主眼で、母材に対しては特段の配慮がなされておらず、ＳＲ処理による母材強度の低下が避けられないため、制御圧延や加速冷却によってＳＲ処理前の強度を高めておく必要がある。
特許文献３に記載の鋼板は、高価なＭｏを０．１〜０．５％含有するもので生産コストが高く、また微細分散炭化物を安定的に析出させるため操業上の負担が懸念される。
そこで、本発明は、上記従来技術の課題を解決し、ＡＰＩＸ１００グレード以上の高強度鋼板であって、多量の合金元素の添加なしに、優れた耐ＳＲ特性および高変形性能を備えた高強度鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
ところで、溶接鋼管用の鋼板や溶接構造用の鋼板は溶接性の観点から化学成分が厳しく制限されるため、Ｘ６５グレード以上の高強度鋼板は熱間圧延後に加速冷却されて製造されている。
そのため、ミクロ組織はベイナイト主体か、またはベイナイト中に島状マルテンサイト（ＭＡ）を含んだ組織となるが、第２相のセメンタイトやＭＡの面積率が高いミクロ組織の鋼にＳＲ処理を施すと、ベイナイト中のセメンタイト組織またはＭＡが焼戻しにより分解するため強度低下は避けられない。
このように第２相組織の制御なしに、ＳＲ処理後において強度、靭性を確保することは困難で、本発明者らは高強度と優れた耐ＳＲ特性を両立させるために、ＳＲ処理による鋼材のミクロ組織変化について詳細な検討を鋭意行い、以下の知見を得た。優れた耐ＳＲ特性とはＳＲ処理前後における強度、靭性変化の小さいことを指す。
ａ）優れた耐ＳＲ特性を得るためには鋼のミクロ組織を、ＳＲ処理の前後において形態変化が生じても合金炭化物の析出が可能なミクロ組織とすることが必要で、ＳＲ処理によって分解するＭＡを１０％以下に抑制し、鋼中の炭素を熱的に安定な微細炭化物として分散析出させることが有効である。ＳＲ処理前の鋼板のＹＲを９０％以下とする場合、ＭＡ面積率は２％以上となるように制御する。
ｂ）Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの一種または二種以上と、Ｍｏとからなる複合炭化物で、１０ｎｍ以下の極めて微細な析出物は熱的に安定である。
ｃ）上記微細炭化物は、Ｍｏを必須添加とし、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの一種または二種以上の合金成分を有する鋼を、熱間圧延後に加速冷却によって冷却する過程で、ベイナイト変態開始温度の直下で冷却を停止し、直ちに急速再加熱を行うことによって得られる。
ｄ）すなわち、加速冷却の冷却停止直後、未変態オーステナイトを含むベイナイト組織となるが、Ｍｏによってセメンタイトの生成が抑制され、炭素が過飽和な状態で存在する。
その後、再加熱を行うと過飽和状態の炭素はＭｏ、Ｔｉ、ＮｂまたはＶと結合し微細炭化物として転位上に優先的に析出する。更に、再加熱後の冷却過程で過飽和な炭素を含む未変態オーステナイトがＭＡへと変化する。
ｅ）上記のようなＴｉ、Ｎｂ、Ｖの一種または二種以上と、Ｍｏとからなる複合炭化物が分散析出し、かつＭＡを一定分率含む金属組織を備えた鋼は、ＳＲ処理前において高強度が得られる。
また、７００℃程度の加熱によって、微細炭化物は分解または粗大化することが無く、ＭＡの分解とそれに続く新たな合金炭化物の析出により高強度が維持されるため、ＳＲ処理後もその高い強度が維持される。ＳＲ処理前の組織を硬質のＭＡと再加熱により焼戻しを受けた軟質なベイナイトの混合組織とすることで鋼は低ＹＲ化し、優れた変形性能を備える。
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：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｍｏ：０．３４〜０．５％、Ａｌ：≦０．０８％を含有し、更に、Ｔｉ：０．００５〜０．０３５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、Ｖ：０．００５〜０．１％の１種又は２種以上を含有し、下記（１）式によるＰＣＭ値が０．１９以上０．２５以下、下記（２）式によるＰ値が０．２０以上を満たし、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、鋼板のミクロ組織が、板厚中心部がベイナイト組織で、前記ベイナイト組織中に面積率２％以上１０％以下の島状マルテンサイトを含み、板厚方向全断面において円相当径１０ｎｍ以下のＭｏ主体の（Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ）複合炭化物が１μｍ２あたり３０個以上分散し、その総析出量が０．０３質量％以上であることを特徴とする、耐ＳＲ特性および変形性能に優れたＸ１００グレード以上の高強度鋼板。
ＰＣＭ値＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ・・・（１）
但し、各元素記号は含有量（質量％）を示す。
Ｐ値＝［Ｍｏ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］・・・（２）
但し、各元素記号は各含有元素の原子％を示す。
２．更に、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、Ｂ：０．００１％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする１に記載の耐ＳＲ特性および変形性能に優れたＸ１００グレード以上の高強度鋼板。
３．１または２に記載の成分組成からなる鋼を、１１００〜１３００℃の温度に加熱し、７５０℃以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、２０℃／ｓ以上の冷却速度で３５０℃以上５５０℃以下の温度まで加速冷却し、その後ただちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７００℃まで再加熱を行うことを特徴とする、耐ＳＲ特性および変形性能に優れたＸ１００グレード以上の高強度鋼板の製造方法。
ＰＣＭ値＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ・・・（１）
但し、各元素記号は含有量（質量％）を示す。
Ｐ値＝［Ｍｏ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］・・・（２）
但し、各元素記号は各含有元素の原子％を示す。
２．更に、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、Ｂ：０．００１％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする１に記載の耐ＳＲ特性および変形性能に優れたＸ１００グレード以上の高強度鋼板。
３．１または２に記載の成分組成からなる鋼を、１１００〜１３００℃の温度に加熱し、７５０℃以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、２０℃／ｓ以上の冷却速度で３５０℃以上５５０℃以下の温度まで加速冷却し、その後ただちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７００℃まで再加熱を行うことを特徴とする、耐ＳＲ特性および変形性能に優れたＸ１００グレード以上の高強度鋼板の製造方法。
本発明によれば、ＳＲ処理後において、Ｘ１００グレード以上の高強度で、ＹＲ：９０％以下を有し、深海地域に用いられるライザー管として用いても座屈することのない、耐ＳＲ特性および、変形性能に優れた高強度鋼板の製造方法が得られ産業上極めて有用である。
本発明に係る耐ＳＲ特性および変形性能に優れた高強度鋼板の化学成分、製造方法、金属組織について説明する。以下の説明において％で示す単位は全て質量％である。
［化学成分］
Ｃ：０．０３〜０．１０％
Ｃは、鋼の強度を増加する元素であり、所望の組織を得て、所望の強度，靭性とするためには、０．０３％以上の含有を必要とする。一方、０．１０％を超えて含有すると溶接性が劣化し、溶接割れが生じやすくなるとともに、母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下する。このため、Ｃは０．０３〜０．１０％の範囲に限定する。尚、好ましくは０．０６〜０．０８％である。
［化学成分］
Ｃ：０．０３〜０．１０％
Ｃは、鋼の強度を増加する元素であり、所望の組織を得て、所望の強度，靭性とするためには、０．０３％以上の含有を必要とする。一方、０．１０％を超えて含有すると溶接性が劣化し、溶接割れが生じやすくなるとともに、母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下する。このため、Ｃは０．０３〜０．１０％の範囲に限定する。尚、好ましくは０．０６〜０．０８％である。
Ｓｉ：０．０１〜０．５％
Ｓｉは、脱酸材として作用し、更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、０．０１％以下ではその効果がなく、０．５０％を超える含有はＨＡＺ靭性を著しく劣化させる。このため，Ｓｉは０．０１〜０．５０％とする。尚、好ましくは０．０５〜０．２０％である。
Ｓｉは、脱酸材として作用し、更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、０．０１％以下ではその効果がなく、０．５０％を超える含有はＨＡＺ靭性を著しく劣化させる。このため，Ｓｉは０．０１〜０．５０％とする。尚、好ましくは０．０５〜０．２０％である。
Ｍｎ：１．５〜２．５％
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高めるとともに、強度・靭性を向上させる作用を有する元素であり、１．５％以上の含有を必要とするが、２．５％を超える含有は溶接性を劣化させる恐れがある。このため、Ｍｎは１．５〜２．５％の範囲に限定する。尚、好ましくは１．８％〜２．０％である。
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高めるとともに、強度・靭性を向上させる作用を有する元素であり、１．５％以上の含有を必要とするが、２．５％を超える含有は溶接性を劣化させる恐れがある。このため、Ｍｎは１．５〜２．５％の範囲に限定する。尚、好ましくは１．８％〜２．０％である。
Ｍｏ：０．１〜０．５％
Ｍｏは本発明において重要な元素であり、０．１％以上含有させることで、熱間圧延後冷却時のパーライト変態を抑制しつつ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖとの微細な複合炭化物を形成し、強度上昇に大きく寄与する。しかし、０．５％を超えると溶接熱影響部靭性の劣化を招くことから、Ｍｏ含有量を０．１〜０．５％に規定する。
Ｍｏは本発明において重要な元素であり、０．１％以上含有させることで、熱間圧延後冷却時のパーライト変態を抑制しつつ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖとの微細な複合炭化物を形成し、強度上昇に大きく寄与する。しかし、０．５％を超えると溶接熱影響部靭性の劣化を招くことから、Ｍｏ含有量を０．１〜０．５％に規定する。
Ａｌ：≦０．０８％
Ａｌは、製鋼時の脱酸材として作用し、０．０８％を超える含有は靭性の低下を招く。尚、好ましくは、０．０１〜０．０５％である。
Ａｌは、製鋼時の脱酸材として作用し、０．０８％を超える含有は靭性の低下を招く。尚、好ましくは、０．０１〜０．０５％である。
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖの一種または二種以上
Ｔｉ：０．００５〜０．０３５％
ＴｉはＭｏと同様に本発明において重要な元素である。０．００５％以上添加することで、Ｍｏと複合炭化物を形成し、強度上昇に大きく寄与する。しかし、０．０３５％を超える添加は溶接熱影響部靭性及び母材靱性の劣化を招くため、Ｔｉを添加する場合は、含有量は０．００５〜０．０３５％に規定する。
Ｔｉ：０．００５〜０．０３５％
ＴｉはＭｏと同様に本発明において重要な元素である。０．００５％以上添加することで、Ｍｏと複合炭化物を形成し、強度上昇に大きく寄与する。しかし、０．０３５％を超える添加は溶接熱影響部靭性及び母材靱性の劣化を招くため、Ｔｉを添加する場合は、含有量は０．００５〜０．０３５％に規定する。
Ｎｂ：０．００５〜０．０７％
Ｎｂは組織の微細粒化により靭性を向上させるが、Ｍｏと共に複合炭化物を形成し、強度上昇に寄与する。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、Ｎｂを添加する場合は、含有量は０．００５〜０．０７％に規定する。
Ｎｂは組織の微細粒化により靭性を向上させるが、Ｍｏと共に複合炭化物を形成し、強度上昇に寄与する。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、Ｎｂを添加する場合は、含有量は０．００５〜０．０７％に規定する。
Ｖ：０．００５〜０．１％
ＶもＮｂと同様にＭｏと共に複合炭化物を形成し、強度上昇に寄与する。しかし、０．００５％未満では効果がなく、０．１％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０．００５〜０．１％に規定する。
ＶもＮｂと同様にＭｏと共に複合炭化物を形成し、強度上昇に寄与する。しかし、０．００５％未満では効果がなく、０．１％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０．００５〜０．１％に規定する。
ＰＣＭ値：０．１９以上０．２５以下
ＰＣＭ値は合金元素の質量％を用いて下記（１）式で示され、ＰＣＭ値が０．１９未満ではＸ１００グレードの高強度が得られないため、０．１９以上に規定する。また、ＰＣＭ値が０．２５を超えると溶接時、溶接熱影響部の低温割れの危険があるため、０．２５以下に規定する。
ＰＣＭ値＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ・・・（１）
但し、各元素記号は含有量（質量％）を示す。
ＰＣＭ値は合金元素の質量％を用いて下記（１）式で示され、ＰＣＭ値が０．１９未満ではＸ１００グレードの高強度が得られないため、０．１９以上に規定する。また、ＰＣＭ値が０．２５を超えると溶接時、溶接熱影響部の低温割れの危険があるため、０．２５以下に規定する。
ＰＣＭ値＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ・・・（１）
但し、各元素記号は含有量（質量％）を示す。
Ｐ値：０．２０以上
Ｐ値は下記（２）式で示され、Ｐ値が０．２０未満では７００℃未満のＳＲ加熱処理後、Ｘ１００グレードの高強度が得られないため、０．２０以上に規定する。本発明に係る高強度鋼板は、前記ＰＣＭ値とＰ値の両者が規定値を満足することにより、所望の特性を満足する。
Ｐ値＝［Ｍｏ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］・・・（２）
但し、各元素記号は含有量（原子％）を示す。
Ｐ値は下記（２）式で示され、Ｐ値が０．２０未満では７００℃未満のＳＲ加熱処理後、Ｘ１００グレードの高強度が得られないため、０．２０以上に規定する。本発明に係る高強度鋼板は、前記ＰＣＭ値とＰ値の両者が規定値を満足することにより、所望の特性を満足する。
Ｐ値＝［Ｍｏ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］・・・（２）
但し、各元素記号は含有量（原子％）を示す。
上記元素の原子％での合計量は、鋼に含まれるＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの原子数の和と、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖおよび他の合金元素の全原子数との比で求められるが、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの質量％での含有量を用いた下記（３）式により求めることもできる。下記（３）式の各元素記号は含有量（質量％）である。
（Ｍｏ／９５．９＋Ｎｂ／９２．９１＋Ｖ／５０．９４＋Ｔｉ／４７．９）／（１００／５５．８５）×１００・・・・（３）
本発明は鋼板の強度や靱性をさらに改善する場合、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃａの１種または２種以上を含有する。
（Ｍｏ／９５．９＋Ｎｂ／９２．９１＋Ｖ／５０．９４＋Ｔｉ／４７．９）／（１００／５５．８５）×１００・・・・（３）
本発明は鋼板の強度や靱性をさらに改善する場合、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃａの１種または２種以上を含有する。
Ｃｕ：０．５％以下
Ｃｕは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、多く添加すると溶接性が劣化するため、添加する場合は０．５％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が、多く添加すると溶接性が劣化するため、添加する場合は０．５％を上限とする。
Ｎｉ：０．５％以下
Ｎｉは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、多く添加すると耐ＳＲ特性が低下するため、添加する場合は０．５％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が、多く添加すると耐ＳＲ特性が低下するため、添加する場合は０．５％を上限とする。
Ｃｒ：０．５％以下
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が、多く添加すると溶接性を劣化するため、添加する場合は０．５％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が、多く添加すると溶接性を劣化するため、添加する場合は０．５％を上限とする。
Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％
Ｃａは硫化物系介在物の形態制御による靭性向上に有効な元素であるが、０．０００５％未満ではその効果が十分でなく、０．００３５％を超えて添加しても効果が飽和し、鋼の清浄度の低下により靭性を劣化させるので、添加する場合はＣａ含有量を０．０００５〜０．００３５％に規定する。
Ｃａは硫化物系介在物の形態制御による靭性向上に有効な元素であるが、０．０００５％未満ではその効果が十分でなく、０．００３５％を超えて添加しても効果が飽和し、鋼の清浄度の低下により靭性を劣化させるので、添加する場合はＣａ含有量を０．０００５〜０．００３５％に規定する。
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％
ＲＥＭもまた鋼中の硫化物系介在物の形態制御による靱性向上に有効な元素であるが、０．０００５％未満ではその効果が十分でなく、０．０１％を超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靭性を劣化させるので、添加する場合はＲＥＭ含有量を０．０００５〜０．０１％に規定する。
ＲＥＭもまた鋼中の硫化物系介在物の形態制御による靱性向上に有効な元素であるが、０．０００５％未満ではその効果が十分でなく、０．０１％を超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靭性を劣化させるので、添加する場合はＲＥＭ含有量を０．０００５〜０．０１％に規定する。
Ｂ：０．００１％以下
Ｂは、高強度に有効であるが、０．００１％を超えて添加するとＳＲ特性を劣化させるので、添加する場合は０．００１％以下とする。
Ｂは、高強度に有効であるが、０．００１％を超えて添加するとＳＲ特性を劣化させるので、添加する場合は０．００１％以下とする。
上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。
［ミクロ組織および複合炭化物の析出形態］
本発明に係る厚鋼板は、板厚中心部において面積率２％以上１０％以下の島状マルテンサイト（ＭＡ）を含むベイナイト組織で、板厚断面において、すなわち板厚位置に拠らず、円相当径１０ｎｍ以下のＭｏ主体の（Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ）複合炭化物が１μｍ２あたり３０個以上分散し、かつ、当該複合炭化物（円相当径が１０ｎｍ以下の複合炭化物）の総析出量が０．０３質量％以上のミクロ組織であることが必要である。ここで、複合炭化物の円相当径とは、画像処理により求めた複合炭化物の面積を円の面積に換算した際の当該円の直径である。
［ミクロ組織および複合炭化物の析出形態］
本発明に係る厚鋼板は、板厚中心部において面積率２％以上１０％以下の島状マルテンサイト（ＭＡ）を含むベイナイト組織で、板厚断面において、すなわち板厚位置に拠らず、円相当径１０ｎｍ以下のＭｏ主体の（Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ）複合炭化物が１μｍ２あたり３０個以上分散し、かつ、当該複合炭化物（円相当径が１０ｎｍ以下の複合炭化物）の総析出量が０．０３質量％以上のミクロ組織であることが必要である。ここで、複合炭化物の円相当径とは、画像処理により求めた複合炭化物の面積を円の面積に換算した際の当該円の直径である。
ＳＲ処理前のミクロ組織形態を上記のように制御すれば、７００℃未満のＳＲ処理後においても引張強度の低下量を５０ＭＰａ以下に抑制しながら、ＳＲ処理前後において７６０ＭＰａ以上の引張強度を達成することが可能である。
ＳＲ処理前の鋼板のＹＲを９０％以下とするためには、板厚中心部において面積率２％以上の島状マルテンサイト（ＭＡ）を含むベイナイト組織とすることが必要である。一方、面積率が１０％を超えると母材靱性が低下するため、１０％以下に規定する。
島状マルテンサイト（ＭＡ）は７００℃未満のＳＲ処理後に分解し、引張強度の低下を招くことがある。このＳＲ処理後の引張強度の低下量を５０ＭＰａ以下に抑制するために、ＳＲ処理前後において熱的に安定な複合炭化物を微細分散させて析出強化を行う。
つまり、円相当径１０ｎｍ以下のＭｏ主体の（Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ）複合炭化物を１μｍ２あたり３０個以上分散させ、かつ、当該複合炭化物（円相当径が１０ｎｍ以下の複合炭化物）の総析出量を０．０３質量％以上とする必要がある。
なお、島状マルテンサイトの面積率は、板厚中心位置で、走査型電子顕微鏡（倍率２０００倍）でランダムに１０視野以上観察して同定すればよい。また、Ｍｏ主体の複合炭化物は、板厚中心位置で、透過型電子顕微鏡（倍率３００００倍）でランダムに１０視野以上観察して同定すればよい。
次に、上記組成の鋼を用いた本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。
［製造条件］
本発明では、加速冷却によりベイナイト変態開始温度よりも低い温度で冷却を停止し、直ちに急速再加熱することにより、ＭＡ面積率の制御と析出強化をもっとも有効に複合して活用することが可能となる。
［製造条件］
本発明では、加速冷却によりベイナイト変態開始温度よりも低い温度で冷却を停止し、直ちに急速再加熱することにより、ＭＡ面積率の制御と析出強化をもっとも有効に複合して活用することが可能となる。
加熱温度：１１００〜１３００℃
加熱温度が１１００℃未満では炭化物の固溶が不十分で必要な強度が得られず、１３００℃を超えると靭性が劣化するため、加熱温度１１００〜１３００℃とする。
加熱温度が１１００℃未満では炭化物の固溶が不十分で必要な強度が得られず、１３００℃を超えると靭性が劣化するため、加熱温度１１００〜１３００℃とする。
熱間圧延
熱間圧延は圧延終了温度を７５０℃以上とする。圧延終了温度が低いと、加速冷却前に軟質なフェライト相が生成し強度が低下するため、７５０℃以上とする。
熱間圧延は圧延終了温度を７５０℃以上とする。圧延終了温度が低いと、加速冷却前に軟質なフェライト相が生成し強度が低下するため、７５０℃以上とする。
加速冷却
圧延終了後、直ちに２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する。冷却速度が２０℃／ｓ未満では軟質なフェライト相やセメンタイトの析出を生じるため、加速冷却後に十分な強度が得られない。また、セメンタイトの析出によって、固溶Ｃ量が減少するため、ＳＲ処理時の微細炭化物析出による強化が得られない。よって、圧延終了後の冷却速度を２０℃／ｓ以上に規定する。
圧延終了後、直ちに２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する。冷却速度が２０℃／ｓ未満では軟質なフェライト相やセメンタイトの析出を生じるため、加速冷却後に十分な強度が得られない。また、セメンタイトの析出によって、固溶Ｃ量が減少するため、ＳＲ処理時の微細炭化物析出による強化が得られない。よって、圧延終了後の冷却速度を２０℃／ｓ以上に規定する。
冷却停止温度は３５０℃以上５５０℃以下とする。本発明では圧延終了後ベイナイト変態開始温度直下で冷却停止することによって、ＭＡ形成に寄与する未変態オーステナイトの分率を制御する。
その後の急速加熱時に微細析出物による析出強化が得られるだけでなく、加熱後の冷却過程でＭＡが生成し、鋼板の低ＹＲ化が可能となる。しかし、冷却停止温度が３５０℃未満では、ＭＡ面積率が２％以上とならず、ＹＲを９０％以下とすることができない。
また、冷却停止温度が５５０℃を超えると、ＭＡ面積率が１０％を超え、ＳＲ前の強度上昇が著しくなり、ＳＲ後の強度低下が著しく、十分な強度が得られない。よって、加速冷却停止温度を３５０℃以上５５０℃以下に規定する。
加速冷却後、再加熱
加速冷却後直ちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７００℃の温度まで再加熱を行う。本プロセスは本発明において重要な製造条件で、析出強化に寄与する微細な複合炭化物は、当該再加熱時に析出する。
加速冷却後直ちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７００℃の温度まで再加熱を行う。本プロセスは本発明において重要な製造条件で、析出強化に寄与する微細な複合炭化物は、当該再加熱時に析出する。
微細な複合炭化物を得るため、加速冷却後直ちに５５０〜７００℃の温度域まで急速再加熱する。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、また粗大なセメンタイトが粒界上に析出し、微細な複合炭化物の分散析出が得られず十分な強度を得ることができず、靭性も劣化する。
再加熱温度が５５０℃未満では析出量が十分でなく、十分な析出強化が図れず、７００℃を超えると複合炭化物が粗大化し十分な強度・靭性が得られないため、再加熱の温度域を５５０〜７００℃に規定する。
再加熱温度において、特に温度保持時間を設定する必要はない。本発明の製造方法を用いれば再加熱後直ちに冷却しても、微細析出による高い強度が得られる。再加熱後の冷却速度を空冷としても、微細な複合炭化物の粗大化は起こらない。更に、再加熱後の冷却過程で過飽和な炭素を含む未変態オーステナイトがＭＡへと変化する。
本発明に係る鋼板は特にその製造設備は規定しない。図１に、本発明の製造方法を実施するために好適な設備の一例を示す。
圧延ライン１には上流から下流側に向かって熱間圧延機３、加速冷却装置４、インライン型誘導加熱装置５、ホットレベラー６が配置されている。インライン型誘導加熱装置５あるいは他の熱処理装置を、圧延設備である熱間圧延機３およびそれに引き続く冷却設備である加速冷却装置４と同一ライン上に設置する事によって、圧延、冷却終了後迅速に再加熱処理が行えるので、圧延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できる。
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、これを用いて板厚１５ｍｍ〜２５ｍｍの厚鋼板（Ｎｏ．１〜１８）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、直ちに水冷型の加速冷却設備を用いて冷却を行った。各鋼板（Ｎｏ．１〜１８）の製造条件を表２に示す。
以上のようにして製造した鋼板の引張特性は、圧延方向と同一方向の全厚試験片を引張試験片として引張試験を行い、引張強度を測定した。ＡＰＩＸ１００規格に準じ、ＳＲ処理前の降伏強度６９０ＭＰａ以上、引張強度７６０ＭＰａ以上、降伏比９０％以下を本発明範囲とした。
溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性は、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い、−１０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上の物を本発明範囲とした。
また、耐ＳＲ特性を調査するため、ガス雰囲気炉を用いて各鋼板のＳＲ処理を行った。熱処理条件は６５０℃で２時間とし、その後炉から取り出し空冷によって室温まで冷却した。ＳＲ処理前後の鋼板の引張特性及びシャルピー衝撃特性を測定した。測定結果を表２に併せて示す。
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、ＳＲ処理の前後で、降伏強度６９０ＭＰａ以上、引張強度７６０ＭＰａ以上の高強度を有し、母材靱性及び溶接熱影響部靭性も良好であった。また、ＳＲ処理前の降伏比はいずれも９０％以下で高変形性能を示した。
一方、比較例Ｎｏ．１０〜１５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、微細な複合炭化物が分散析出しない場合があり、母材強度あるいは母材靭性が劣化した。また、ＭＡの面積率が適正でない場合、降伏比が９０％を超えるか、ＳＲ後の強度が低下した。
比較例Ｎｏ．１６〜１８は化学成分が本発明の範囲外であるので、十分な母材強度・靭性が得られないか、あるいは溶接熱影響部靭性が劣っていた。
１：圧延ライン、
２：鋼板、
３：熱間圧延機、
４：加速冷却装置、
５：インライン型誘導加熱装置、
６：ホットレベラー
２：鋼板、
３：熱間圧延機、
４：加速冷却装置、
５：インライン型誘導加熱装置、
６：ホットレベラー
Claims (3)
- 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｍｏ：０．３４〜０．５％、Ａｌ：≦０．０８％を含有し、更に、Ｔｉ：０．００５〜０．０３５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、Ｖ：０．００５〜０．１％の１種又は２種以上を含有し、下記（１）式によるＰＣＭ値が０．１９以上０．２５以下、下記（２）式によるＰ値が０．２０以上を満たし、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、鋼板のミクロ組織が、板厚中心部がベイナイト組織で、前記ベイナイト組織中に面積率２％以上１０％以下の島状マルテンサイト（ＭＡ）を含み、板厚方向全断面において円相当径１０ｎｍ以下のＭｏ主体の（Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ）複合炭化物が１μｍ２あたり３０個以上分散し、その総析出量が０．０３質量％以上であることを特徴とする、耐ＳＲ特性および変形性能に優れたＸ１００グレード以上の高強度鋼板。
ＰＣＭ値＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ・・・（１）
但し、各元素記号は含有量（質量％）を示す。
Ｐ値＝［Ｍｏ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］・・・（２）
但し、各元素記号は各含有元素の原子％を示す。 - 更に、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、Ｂ：０．００１％以下の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に記載の耐ＳＲ特性および変形性能に優れたＸ１００グレード以上の高強度鋼板。
- 請求項１または請求項２に記載の成分組成からなる鋼を、１１００〜１３００℃の温度に加熱し、７５０℃以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、２０℃／ｓ以上の冷却速度で３５０℃以上５５０℃以下の温度まで加速冷却し、その後ただちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７００℃まで再加熱を行うことを特徴とする、耐ＳＲ特性および変形性能に優れたＸ１００グレード以上の高強度鋼板の製造方法。
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