JP5796368B2 - 耐サワー性能に優れた調質型低降伏比厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents
耐サワー性能に優れた調質型低降伏比厚鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP5796368B2 JP5796368B2 JP2011139385A JP2011139385A JP5796368B2 JP 5796368 B2 JP5796368 B2 JP 5796368B2 JP 2011139385 A JP2011139385 A JP 2011139385A JP 2011139385 A JP2011139385 A JP 2011139385A JP 5796368 B2 JP5796368 B2 JP 5796368B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel plate
- ferrite
- hic
- temperature
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
はじめに、本発明の鋼の成分組成を規定した理由を説明する。なお、成分%は、すべて質量%を意味する。
Cは、焼入処理時の焼入性を高め母材強度を高めるのに最も有効な元素である。Cが0.03%未満では十分な強度を確保できず、0.08%以上では第2相組織の分率や硬さが上昇しHIC性能が劣化する。また、HAZ硬さも上昇するため、C量は0.03%以上0.08%未満の範囲とする。好ましくは、0.03%以上0.05%未満の範囲である。
Siは脱酸のために添加するがSi量が0.5%を超えて添加すると靱性や溶接性が劣化するため、Si量は0.5%以下とする。好ましくは0.3%以下である。
Mnは母材の強度、靱性の向上のために添加するが、0.5%未満では効果が十分でなく、1.5%を超えて添加すると中央偏析部の硬さの上昇やMnSの生成に起因してHIC性能が劣化するためよりMn量は0.5〜1.5%の範囲とする。好ましくは、1.0〜1.4%の範囲である。
Pは不可避的不純物であり、中心偏析部の硬さを顕著に上昇させ、その結果HIC性能を劣化させる。この傾向は0.010%を超えると顕著になるため、P量は0.010%以下とする。好ましくは、0.008%以下である。
Sは鋼中においては一般にMnS系介在物となるが、Ca添加によりMnSから球状のCa(O、S)系介在物に形態制御される。しかしながら、S量が多いとCa(O、S)系介在物の総量が増加し、HIC割れの起点となるため、S量は0.0030%以下とする。好ましくは、0.0010%以下である。
Alは脱酸剤として添加され、酸化物を固定するために0.005%以上の含有を必要とするが、0.050%を超えると清浄度が低下して延性が低下するためAl量は、0.005〜0.050%の範囲とする。
TiはTiNを形成して焼入前の加熱保持中のγ粒の粗大化を抑制して、母材靱性を確保するために必須の元素である。また、TiNは高温でも安定であるため溶接を行った際に形成されるCGHAZを微細化し、靱性の向上とHAZ硬さの低減が実現される。これらの効果を得るためには、0.005%以上の添加が必要であるが、0.025%超える添加によりTiNが粗大化しピンニング力が飽和し、また、熱間加工やSRなどの処理中にTiCとして析出し靱性を劣化させるため、Ti量は0.005〜0.025%の範囲とする。好ましくは、0.005〜0.015%の範囲である。
Bは、耐SSC性に有害な元素であり、本発明においてはBの混入を極力抑えるため製鋼原料を吟味して、0.0003%以下とする。
Caは酸硫化物系介在物の形態を制御して、延性の改善と耐HIC性能の向上に有効な元素であるが、0.0005%未満ではその効果は小さく、0.0050%を越える添加ではCaクラスタの生成によりHIC割れの発生起点や変形時の延性き裂の発生起点となるため、Ca量は0.0005〜0.0050%の範囲とする。
Oは、AlやCaなどと酸化物を形成し鋼中に不可避的介在物として存在する。Oが0.0030%を超えるほどの酸化物が生成するとHICの割れの発生起点や延性き裂の発生起点となるため、O量は0.0030%以下とする。
Cuは、靱性の改善と強度の上昇のために有効な元素であるが、0.5%を超えて添加すると溶接性が劣化するため、Cuを添加する場合は、Cu量は0.5%以下とすることが好ましい。
Niは、靱性の改善と強度の上昇のために有効な元素であるが、0.5%を超えて添加すると溶接性が劣化するため、Niを添加する場合は、Ni量は0.5%以下とすることが好ましい。
Crは焼入性を高め、また焼戻軟化抵抗を向上させるため焼戻後の強度低下を小さくする両方の効果から、焼入焼戻処理鋼の強度確保のために有効な元素であるが、0.5%を超える添加により溶接性が劣化するため、Crを添加する場合は、Cr量は0.5%以下とすることが好ましい。
Moは焼入性を高め、また焼戻軟化抵抗を向上させるため焼戻後の強度低下を小さくする両方の効果があり、その効果はCrよりも大きく、焼入焼戻処理鋼の強度確保のためには最も有効な元素であるが、0.5%を超える添加により溶接性が劣化するため、Moを添加する場合は、Mo量は0.5%以下とすることが好ましい。
Nbは焼入性を高める効果及び焼戻処理時のNbCの析出の両方の効果により、強度上昇に有効であるが、0.10%を超える添加により析出脆化を引き起こし靱性が劣化することおよび、HAZ硬さを上昇させることによるSSC性能の劣化を引き起こすため、Nbを添加する場合は、Nb量は0.10%以下とすることが好ましい。
Vは焼入性を高める効果及び焼戻処理時のVCの析出の両方の効果により、強度上昇に有効であるが、0.10%を超える添加により析出脆化を引き起こし靱性が劣化することおよび溶接性を劣化させるためVを添加する場合は、V量は0.10%以下とすることが好ましい。
Ceqは値が高いほど焼入性が高まり高強度が得られる。本発明で対象とする350〜550MPa級の強度を得るためにCeqは0.28以上とする。
PHICは各合金元素の含有量から中心偏析部の材質を推定するために考案された式であり、PHICが高いほど中心偏析部の濃度が高くなり、中心偏析部硬度が上昇する。本発明では焼戻処理を行うことにより中心偏析部硬さの低減を図っているが、PHICが1.00を超えると中心偏析部の硬化に起因したHIC割れが発生するため、PHICは1.00以下とする。
CaはOとの親和性が高く、まずCaOを生成し、残ったCaがSと結合しCaSを形成する。ACRはこれらの鋼中のOとSとCaの存在形態を表す指標であり、ACRが1.0未満の場合は、Caに対して、OとSが過剰に存在するため、SがMnSとなり1/2tのHIC割れを助長する。一方、4.0を超えると過剰に添加されたCaがクラスタ状になり1/4tのHIC割れを助長する、よって、ACRは1.0〜4.0の範囲とする。好ましくは、1.5〜3.5の範囲である。
本発明では、厚鋼板の1/2tでの金属組織の体積分率、粒径、アスペクト比を規定する。
本発明鋼板の主体組織であるポリゴナルフェライトおよび擬ポリゴナルフェライトの平均粒径はこれらの軟質フェライトの粒径が大きいほど降伏比は低下するが、平均粒径が10μm未満では、上降伏点が過度に大きくなり、その結果、降伏比が高くなる、また、40μm超えでは靱性が劣化するため、平均粒径の範囲を10〜40μmとする。
好ましくは、10〜30μmである。
ベイナイトのような低温変態組織や島状マルテンサイト(MA)やセメンタイトのような高C組織からなる硬質第2相を軟質なフェライト母相中に点在させることによって、母相界面でひずみが集中し、降伏応力が低下することに起因して低降伏比が実現される。ただし、20vol%を越えて硬質第2相を含むと耐サワー特性を低下させるので、硬質第2相の体積分率は20vol%以下とする。なお、低降伏比の効果は5vol%未満では得られないため、下限は5vol%とするのが良い。
:2.0以下
ポリゴナルフェライト、擬ポリゴナルフェライトおよび硬質第2相は等軸であるほど、HIC割れに対する伝播抵抗が高まるため好ましいが、アスペクト比が2.0を超えると伝播抵抗が弱まりHIC特性が劣化するため、ポリゴナルフェライト、擬ポリゴナルフェライトおよび第2相の平均アスペクト比は2.0以下とする。
連続鋳造
本発明で規定したACRは連続鋳造で最適とされる範囲であり、造塊法ではMnSやCaクラスタの生成を適切に抑制できないため、連続鋳造に限定する。
焼入温度はAc3点以上とする。焼入温度は低いほど組織が微細化して降伏比が上昇する。また、Ac3点以下になると強度が著しく低下し、所望の強度が得られなくなるため、Ac3点を下限とする。好ましくは、Ac3点〜950℃である。なお、Ac3点はフォーマスタ試験などで求めることが望ましいが、式(5)で求めてもさしつかえない。
焼入時の800℃から500℃までの冷却速度は1℃/s以上25℃/s以下とする。焼入時の冷却速度が遅いほど、粗大かつ軟質なフェライトが得られる。一方で、冷却速度が25℃/s以上となるとベイナイトを主体とする組織となり降伏比が上昇し、1℃/s未満ではフェライト粒径が粗大化しすぎて所望の強度−靱性が得られないため、1℃/s以上25℃/s以下とする。好ましくは、3℃/s以上20℃/s以下である。
焼戻温度は550℃以上Ac1点以下とする。焼戻処理を行うことで、中央偏析部の硬さが低下しHIC性能が向上する。また、表層硬さも低減し、SSC特性が向上する。この効果は550℃未満では得られず、また、Ac1点を超えると逆変態を起こし、高Cの逆変態組織が靱性を劣化させるため、上限をAc1点とする。なお、Ac1点は、フォーマスタ試験などで求めることが望ましいが、式(4)で求めてもさしつかえない。
Claims (2)
- 質量%で、C:0.03%以上0.08%未満、Si:0.5%以下、Mn:0.5〜1.5%、P:0.010%以下、S:0.0030%以下、Al:0.005〜0.050%、Ti:0.005〜0.025%、B:0.0003%以下、Ca:0.0005〜0.0050%、O:0.0030%以下を含有し、さらにCu:0.5%以下、Ni:0.5%以下、Cr:0.5%以下、Mo:0.5%以下、Nb:0.10%以下、V:0.10%以下の中から選ばれる1種または2種以上を含有し、式(1)で規定されるCeqを0.28以上、式(2)で規定されるPHICを1.00以下、式(3)で規定されるACRを1.0〜4.0とし、残部Feおよび不可避的不純物からなる厚鋼板であり、板厚tの1/2t位置である板厚中央部の組織がポリゴナルフェライトおよび擬ポリゴナルフェライトを含む軟質フェライトを主体とする組織で、前記軟質フェライトの平均粒径を10〜40μm、平均アスペクト比を2.0以下とし、硬質第2相の体積分率を20vol%以下、平均アスペクト比を2.0以下とすることを特徴とする耐サワー性能に優れた調質型低降伏比厚鋼板。
- 請求項1に記載の調質型低降伏比厚鋼板の製造方法であり、連続鋳造鋳片を再加熱し熱間圧延した後、室温からAc3点以上の温度まで加熱、保持した後、800〜500℃までの冷却速度を1℃/s以上25℃/s以下で水冷し、再び室温から550℃以上Ac1点以下の温度に再加熱、保持した後に空冷することを特徴とする耐サワー性能に優れた調質型低降伏比厚鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2011139385A JP5796368B2 (ja) | 2011-06-23 | 2011-06-23 | 耐サワー性能に優れた調質型低降伏比厚鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2011139385A JP5796368B2 (ja) | 2011-06-23 | 2011-06-23 | 耐サワー性能に優れた調質型低降伏比厚鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2013007079A JP2013007079A (ja) | 2013-01-10 |
JP5796368B2 true JP5796368B2 (ja) | 2015-10-21 |
Family
ID=47674666
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2011139385A Active JP5796368B2 (ja) | 2011-06-23 | 2011-06-23 | 耐サワー性能に優れた調質型低降伏比厚鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP5796368B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP6398452B2 (ja) * | 2014-08-12 | 2018-10-03 | 新日鐵住金株式会社 | タンク用鋼材 |
Family Cites Families (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS62112722A (ja) * | 1985-11-13 | 1987-05-23 | Nippon Steel Corp | 耐水素誘起割れ性及び耐硫化物応力腐食割れ性の優れた鋼板の製造方法 |
JP2655911B2 (ja) * | 1989-04-07 | 1997-09-24 | 川崎製鉄株式会社 | 耐水素誘起割れ性および耐硫化物応力腐食割れ性に優れるラインパイプ用鋼 |
JP5098256B2 (ja) * | 2006-08-30 | 2012-12-12 | Jfeスチール株式会社 | 耐水素誘起割れ性能に優れた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 |
JP5176591B2 (ja) * | 2008-02-26 | 2013-04-03 | Jfeスチール株式会社 | 溶接熱影響部靭性に優れた溶接鋼管 |
JP5216530B2 (ja) * | 2008-10-29 | 2013-06-19 | 株式会社神戸製鋼所 | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板 |
JP5418251B2 (ja) * | 2009-01-30 | 2014-02-19 | Jfeスチール株式会社 | 耐hic性に優れた厚肉高張力熱延鋼板の製造方法 |
-
2011
- 2011-06-23 JP JP2011139385A patent/JP5796368B2/ja active Active
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP2013007079A (ja) | 2013-01-10 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP5853456B2 (ja) | Sr後の溶接部靱性に優れた低降伏比耐hic溶接鋼管およびその製造方法 | |
JP5776398B2 (ja) | 低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
JP5098256B2 (ja) | 耐水素誘起割れ性能に優れた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 | |
US8216400B2 (en) | High-strength steel plate and producing method therefor | |
JP5857491B2 (ja) | Sr後の溶接部靱性に優れた低降伏比耐hic溶接鋼管およびその製造方法 | |
JP6306711B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性を有するマルテンサイト鋼および製造方法 | |
JP6418358B1 (ja) | 高Mn鋼板およびその製造方法 | |
JP5278188B2 (ja) | 耐水素誘起割れ性および脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板 | |
JP5439973B2 (ja) | 優れた生産性と溶接性を兼ね備えた、pwht後の落重特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
JP6048436B2 (ja) | 調質高張力厚鋼板及びその製造方法 | |
KR20150105476A (ko) | 굽힘성이 우수한 고강도 냉연 강판 | |
JP2001271134A (ja) | 耐硫化物応力割れ性と靱性に優れた低合金鋼材 | |
JP7155702B2 (ja) | 耐サワーラインパイプ用厚鋼板およびその製造方法 | |
KR101811159B1 (ko) | 강 부재 및 그의 제조 방법 | |
JP2019081930A (ja) | 靭性に優れた低温用ニッケル含有鋼板およびその製造方法 | |
JP6241434B2 (ja) | ラインパイプ用鋼板、ラインパイプ用鋼管、およびその製造方法 | |
JP6277679B2 (ja) | 耐ガス切断割れ性および大入熱溶接部靭性が優れた高張力鋼板 | |
JP5796369B2 (ja) | 耐サワー性能に優れた調質型低降伏比厚鋼板およびその製造方法 | |
WO2017077967A1 (ja) | 鋼部材および鋼板ならびにこれらの製造方法 | |
JP6210112B2 (ja) | 疲労特性に優れた高強度鋼材およびその製造方法 | |
JP2019081929A (ja) | ニッケル含有鋼板およびその製造方法 | |
JP5796368B2 (ja) | 耐サワー性能に優れた調質型低降伏比厚鋼板およびその製造方法 | |
JPWO2015022729A1 (ja) | 鋼板 | |
JP2012036499A (ja) | 曲げ加工性および低温靱性に優れる高張力鋼板およびその製造方法 | |
JP6673320B2 (ja) | 厚鋼板および厚鋼板の製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20140220 |
|
A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20150216 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20150224 |
|
A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20150422 |
|
TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20150721 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20150803 |
|
R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5796368 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |