JP6616002B2 - 低温歪み時効衝撃特性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 - Google Patents
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Description
一方、上記の強度及び靭性が確保された鋼材を鋼管やその他の複雑な構造物を作製する過程で、冷間変形されることが大幅に増加しており、そのため、鋼材は、冷間変形による歪み時効に伴う靭性の減少を最小化する必要がある。
歪み時効によって靭性が減少するメカニズムは、以下のとおりである。
シャルピー衝撃試験で測定される鋼材の靭性は、その試験温度での降伏強度と破壊強度との相互関係で説明される。仮に試験温度で鋼材の降伏強度が破壊強度よりも大きい場合には、鋼材に延性破壊は発生せず脆性破壊が発生して衝撃エネルギーの値が劣位であるのに対し、降伏強度が破壊強度よりも小さい場合には、鋼材は延性変形されて加工硬化することで、衝撃エネルギーを吸収し、降伏強度が破壊強度に至ると、脆性破壊に変化する。すなわち、降伏強度と破壊強度との差が大きいほど、鋼材が延性に変形する量が増加し、吸収する衝撃エネルギーは増加する。したがって、鋼材を鋼管やその他の複雑な構造物への作製のために冷間変形すると、変形が続くにつれて鋼材の降伏強度が増加し、その結果、破壊強度との差が小さくなり、衝撃靭性の低下を伴う。
しかし、構造物などが大型化及び複雑化し続けるにつれて、鋼材に求められる冷間変形量が増加しており、使用環境の温度も北極海程度の水準に下がっているため、従来の方法では、鋼材の歪み時効による靭性低下を効果的に防止することが難しいという問題がある。
特に、本発明の鋼材は、鋼成分組成のうちMA相(マルテンサイト−オーステナイト複合相)の形成に影響を及ぼす元素の含有量を最適化し、鋼の靭性が確保される範囲にMA相を最小化することで、歪み時効による靭性の低下を有効に防止することができる。
本発明の一側面による低温歪み時効衝撃特性に優れた高強度鋼材は、重量%で、炭素(C):0.04〜0.14%、シリコン(Si):0.05〜0.60%、マンガン(Mn):0.6〜1.8%、可溶性アルミニウム(Sol.Al):0.005〜0.06%、ニオブ(Nb):0.005〜0.05%、バナジウム(V):0.01%以下(0%は除く)、チタン(Ti):0.001〜0.015%、銅(Cu):0.01〜0.4%、ニッケル(Ni):0.01〜0.6%、クロム(Cr):0.01〜0.2%、モリブデン(Mo):0.001〜0.3%、カルシウム(Ca):0.0002〜0.0040%、窒素(N):0.001〜0.006%、リン(P):0.02%以下(0%は除く)、硫黄(S):0.003%以下(0%は除く)を含むことが好ましい。
以下では、本発明で提供する高強度鋼材の合金成分を上記のように制御する理由について詳細に説明する。この際、特に言及しない限り、各成分の含有量は、重量%を意味する。
炭素(C)は、鋼の強度の確保に有利な元素であり、パーライト又はニオブ(Nb)、窒素(N)などと結合して炭・窒化物として存在し、引張強度を確保するために重要な元素である。かかるCの含有量が0.04%未満の場合には、基地(matrix)上の引張強度が低下する虞があるため好ましくない。一方、Cの含有量が0.14%を超える場合には、パーライトが過剰に生成され、低温での歪み時効衝撃特性を劣化させる虞がある。
したがって、本発明において、Cの含有量は、0.04〜0.14%に制限することが好ましい。
シリコン(Si)は、鋼の脱酸、脱硫効果とともに固溶強化の目的で添加される元素であり、降伏強度及び引張強度の確保のためには、0.05%以上添加されることが好ましい。ただし、Siの含有量が0.60%を超えると、溶接性及び低温衝撃特性が低下し、鋼の表面が酸化しやすく、酸化被膜が過剰に形成され得るため好ましくない。
したがって、本発明において、Siの含有量は、0.05〜0.60%に制限することが好ましい。
マンガン(Mn)は、固溶強化による強度増加の効果が大きいため、0.6%以上添加することが好ましい。ただし、かかるMnの含有量が過剰になると、鋼板の厚さ方向の中心部に偏析(segrigation)が激しくなり、かつ偏析されたSとともに非金属介在物であるMnSの形成が助長される。中心部に生成されたMnS介在物は、圧延によって延伸されて、その結果、低温靭性及び耐ラメラティア(Lamella tear)の特性を大きく損なうという問題があるため、上記Mnの含有量を1.8%以下に制御することが好ましい。
したがって、本発明において、Mnの含有量は、0.6〜1.8%に制限することがよい。
可溶性アルミニウム(Sol.Al)は、上記のSiとともに製鋼工程において強力な脱酸剤として使用され、単独あるいは複合脱酸の際に少なくとも0.005%以上添加されることが好ましい。ただし、Sol.Alの含有量が0.06%を超えると、上記の効果が飽和となり、脱酸の結果生成される酸化性介在物のうちAl2O3の分率が必要以上に増加し、そのサイズも粗大になり、精錬中に容易に除去されなくなる。これは、結果的に低温靭性を大幅に低下させるため好ましくない。
したがって、本発明において、Sol.Alの含有量は、0.005〜0.06%に制限することが好ましい。
ニオブ(Nb)は、スラブの再加熱時にオーステナイトに固溶されてオーステナイトの硬化能を増大し、熱間圧延時に微細な炭・窒化物(Nb,Ti)(C,N)として析出して、圧延又は冷却中の再結晶を抑制することで、最終の微細組織を微細に形成させる効果が大きい。また、Nbの添加量が増加するほど、ベイナイト又はMAの形成を促進して強度を増加させる効果がある。一方、Nbの含有量が0.05%を超えると、過剰なMA及び厚さ方向の中心部に粗大な析出物を形成しやすくなり、鋼材の中心部の低温靭性を低下させる問題があるため、好ましくない。
したがって、本発明において、Nbの含有量は、0.005〜0.05%に制限することが好ましく、より有利には0.02%以上、さらに有利には0.022%以上に制限することがよい。
バナジウム(V)は、スラブの再加熱時にほぼ全てが再固溶されるため、圧延、焼ならし(normalizing)熱処理後の状態では、析出又は固溶による強度増加の効果がほとんどない。また、バナジウム(V)は、高価な元素であることから、多量添加の際にコスト上昇を誘発するという問題があるため、これを考慮して、0.01%以下に添加することが好ましい。
チタン(Ti)は、高温で主にTiNの形態で六面体の析出物として存在するか、又はNbなどのように炭・窒化物(Nb,Ti)(C,N)の析出物を形成することで、溶接熱影響部の結晶粒の成長を抑制する効果がある。このためには、Tiを0.001%以上添加することが好ましいが、Tiの含有量が過剰になって0.015%を超えると、鋼材の厚さ方向の中心部に粗大なTiNを形成し、これは、破壊亀裂の開始点として作用し、歪み時効衝撃特性を大幅に低下させるという問題がある。
したがって、本発明において、Tiの含有量は、0.001〜0.015%に制限することがよい。
銅(Cu)は、固溶及び析出により強度を大幅に向上させることができ、歪み時効衝撃特性を大きく害さない効果のある元素であるが、過剰に添加される場合には、鋼の表面に亀裂を誘発し、また、高価な元素であるため、これを考慮して、0.01〜0.4%にその含有量を制限することが好ましい。
ニッケル(Ni)は、強度増大の効果はほとんどないが、低温での歪み時効衝撃特性の向上に効果的であり、特にCuを添加する場合に、スラブの再加熱時に発生する選択的酸化による表面亀裂を抑制する効果がある。このためには、Niを0.01%以上添加することが好ましいが、高価な元素であるため、経済性を考慮して、0.6%以下に制限することが好ましい。
クロム(Cr)は、固溶による降伏強度及び引張強度を増大させる効果は小さいが、焼戻し(tempering)又は溶接後の熱処理の間のセメンタイト分解速度を遅延することで、強度低下を防止する効果がある。このためには、Crを0.01%以上添加することが好ましい。ただし、Crの含有量が0.2%を超えると、製造コストが上昇するだけでなく、溶接熱影響部の低温靭性を阻害するという問題があるため、好ましくない。
モリブデン(Mo)は、熱処理後に、冷却過程で変態を遅延し、結果として強度を大幅に増加させる効果があり、また、Crのように焼戻し又は溶接後の熱処理の間の強度低下の防止に有効であり、Pなどの不純物の粒界偏析による靭性低下を防止する効果がある。このためには、Moを0.001%以上添加することが好ましいが、これもまた高価な元素であることから、過剰に添加する場合には経済的に不利であるという欠点があるため、Moの含有量を0.3%以下に制限することが好ましい。
Alの脱酸後、カルシウム(Ca)を添加すると、MnSとして存在するSと結合してMnSの生成を抑制するとともに、球状のCaSを形成して、鋼材の中心部の亀裂を抑制する効果がある。したがって、本発明において添加されるSをCaSに十分に形成させるためには、Caを0.0002%以上添加することが好ましい。ただし、Caの含有量が0.0040%を超えると、CaSを形成して残ったCaがOと結合し、粗大な酸化性介在物が生成され、これは、圧延で延伸、破折し、亀裂開始点として作用するという問題がある。
したがって、本発明において、Caの含有量は、0.0002〜0.0040%に制限することが好ましい。
窒素(N)は、添加されたNb、Ti、Alなどと結合して析出物を形成することで、鋼の結晶粒を微細化し、母材の強度及び靭性を向上させる効果がある。ただし、窒素(N)の含有量が多すぎる場合には、析出物を形成して残ったNが原子状態で存在し、冷間変形後に時効現象を起こし、低温靭性を低下させる最も代表的な元素として知られている。また、連続鋳造によるスラブの製造時に高温での脆化によって表面部の亀裂を助長するという問題がある。
したがって、これを考慮して、本発明では、Nの含有量を0.001〜0.006%に制限することが好ましい。
リン(P)は、添加時に強度を増加させる効果があるが、本発明の熱処理鋼においては、上記の強度増加の効果に比べて粒界偏析によって低温靭性を大きく害する元素であるため、できるだけ低く管理することが好ましい。ただし、製鋼工程において、リン(P)を大幅に除去するためには相当な費用がかかるため、物性に影響を及ぼさない範囲、すなわち、0.02%以下に制限することが好ましい。
硫黄(S)は、Mnと結合して主に鋼板の厚さ方向の中心部にMnS介在物を生成させ、低温靭性を低下させる代表的な要因である。したがって、低温での歪み時効衝撃特性を確保するためには、硫黄(S)の含有量をできるだけ低く管理することが好ましいが、かかる硫黄(S)を大幅に除去するためには、相当な費用がかかるため、物性に影響を及ぼさない範囲、すなわち、0.003%以下に制限することが好ましい。
上記の合金成分組成を満たす本発明の高強度鋼材は、微細組織として、フェライト、パーライト、ベイナイト、及びMA(マルテンサイト−オーステナイト複合相)の混合組織を含むことが好ましい。
上記組織のうちフェライトは、鋼材の延性変形を可能にする最も重要な組織であり、かかるフェライトを主相として含み、且つ平均粒子径を15μm以下に微細に制御することが好ましい。このように、フェライト結晶粒を微細にすることにより、結晶粒界を増加させて亀裂の伝播を抑制することができ、鋼材の基本的な靭性が向上するだけでなく、冷間変形時に加工硬化速度を下げる効果により強度増加を最小化することができるため、歪み時効衝撃特性もともに向上させることができる。
特に、MA相は、強度が最も高く、変形によって脆性が強いマルテンサイトに変態するため、低温靭性を最も大きく阻害する要素である。したがって、MA相の分率を3.5%以下(0%は除く)に制限することが好ましく、より好ましくは、1.0〜3.5%に制限することが好適である。
一方、上記のような微細組織を有する本発明の高強度鋼材は、添加された元素のうちNb、Ti、Alなどによって生成される炭・窒化物を含み、上記炭・窒化物は、圧延、冷却、熱処理過程中に結晶粒の成長を抑制して微細にする重要な役割を果たす。その効果を最大化するためには、300nm以下の平均粒子径を有する炭・窒化物を重量比率で0.01%以上、好ましくは0.01〜0.06%含むことが好ましい。
先ず、上記の合金成分組成を満たす鋼スラブを製造した後、これを用いて、本発明において目標とする微細組織、炭化物条件などを満たす鋼材を得るためには、熱間圧延(制御圧延)、冷却及び焼ならし熱処理工程を行うことが好ましい。
それに先立って、製造された鋼スラブを再加熱する工程を行うことが好ましい。
したがって、本発明において、再加熱温度は、1080〜1250℃に制限することが好ましい。
上記のように再加熱された鋼スラブを仕上げ圧延し、熱延鋼板を製造することが好ましい。この際、上記仕上げ圧延工程は、制御圧延であることがよく、圧延終了温度を780℃以上に制御することが好ましい。
上記のとおり制御圧延して得られた熱延鋼板を空冷又は水冷で冷却した後、所定の温度範囲で焼ならし熱処理を行い、目標とする物性を有する鋼材を製造することができる。
上記の温度範囲で焼ならし熱処理を行う場合、{(1.3×t)+(10〜60)}分(ここで、「t」は、鋼材の厚さ(mm)を意味する)間維持することが好ましい。維持時間が上記時間未満の場合には、組織の均一化が難しくなり、上記時間を超える場合には、生産性が阻害されるという問題がある。
上記の方法によって得られる高強度鋼材は、強度及び靭性に優れるだけでなく、冷間変形時に歪み時効による靭性低下を効果的に防止することができる。特に、熱処理以後の降伏比(YS(下部降伏強度)/TS(引張強度))を0.65〜0.80に確保することができる。
下記表1の成分組成を有する鋼スラブに対して、下記表2に示した条件で再加熱、熱間圧延及び焼ならし熱処理を行い、最終厚さ6mm以上の熱延鋼板を製造した。
製造されたそれぞれの熱延鋼板に対して、微細組織の分率及びサイズと炭・窒化物の分率及びサイズを測定した。また、各熱延鋼板の強度(引張強度及び下部降伏強度)と歪み時効衝撃特性を代表する冷間変形量5%引張後、250℃で1時間時効させた状態でシャルピー衝撃遷移温度を測定し、下記表3に示した。
平均サイズ300nm以下の微細な炭・窒化物の分率は抽出残渣法で測定した。
引張特性値は、通常の引張試験で求められた公称歪み−公称応力曲線より、それぞれ下部降伏強度、引張強度、降伏比(下部降伏強度/引張強度)を測定した。また、歪み時効衝撃特性値は、引張変形率で0%、5%、8%を予め付加し、延伸された試験片を250℃で1時間時効させた後、シャルピーV−ノッチ(Charpy V−notch)衝撃試験を行って測定した。
一方、鋼成分組成は、本発明の条件を満たすが、再加熱後、熱間圧延時に圧延終了温度が低すぎる比較例1の場合には、フェライトと硬化組織で構成される強い層状構造が生成されることにより、低温靭性が減少し、5%冷間変形後の衝撃遷移温度が−34℃と高く示された。
また、再加熱温度が低すぎる比較例2の場合には、添加されたNbが十分に再固溶することができず、Nbによる相変態の制御や析出による強化効果が著しく低く、下部降伏強度が350MPa未満、引張強度が500MPa未満であった。
このうち、比較例3は、Cの含有量が十分でない場合であって、圧延、熱処理時に、フェライト結晶粒が粗大に生成され、十分な強度を確保することができなかった。
比較例4は、Cの含有量が過剰な場合であって、硬化相の分率が18%を超え、MA相の分率も大幅に増加するにつれて降伏比が低くなり、その結果、5%冷間変形後の衝撃遷移温度が高く示された。
比較例6は、Nbの含有量が不十分な場合であって、Nbの再固溶による相変態遅延によって、結晶粒の微細化及び析出物の生成による強度強化の効果が発現されることができず強度が不足していた。
比較例7は、Cuの含有量が多すぎる場合であって、かかるCuが、焼ならし熱処理後、冷却時にオーステナイトのCの固溶度を高めて、最終変態後のMA相の分率を増加させ、これにより降伏比が低くなり、5%冷間変形後の衝撃遷移温度を高める結果が導出された。
Claims (10)
- 質量%で、炭素(C):0.04〜0.14%、シリコン(Si):0.05〜0.60%、マンガン(Mn):0.6〜1.8%、可溶性アルミニウム(Sol.Al):0.005〜0.06%、ニオブ(Nb):0.005〜0.05%、バナジウム(V):0.01%以下(0%は除く)、チタン(Ti):0.001〜0.015%、銅(Cu):0.01〜0.4%、ニッケル(Ni):0.01〜0.6%、クロム(Cr):0.01〜0.2%、モリブデン(Mo):0.001〜0.3%、カルシウム(Ca):0.0002〜0.0040%、窒素(N):0.001〜0.006%、リン(P):0.02%以下(0%は除く)、硫黄(S):0.003%以下(0%は除く)、残部がFe及びその他の不可避な不純物からなり、
微細組織として、フェライト、パーライト、ベイナイト、及びMA相(マルテンサイト−オーステナイト複合相)の混合組織を含み、前記MA相の分率が3.5%以下(0%は除く)であることを特徴とする低温歪み時効衝撃特性に優れた高強度鋼材。 - 前記鋼材は、ニオブ(Nb)を0.02〜0.05%含むことを特徴とする請求項1に 記載の低温歪み時効衝撃特性に優れた高強度鋼材。
- 前記鋼材は、フェライト以外の残りの相分率の和が18%以下(0%は除く)であるこ とを特徴とする請求項1に記載の低温歪み時効衝撃特性に優れた高強度鋼材。
- 前記鋼材は、フェライト結晶粒の平均粒子径が15μm以下であることを特徴とする請求項1に記載の低温歪み時効衝撃特性に優れた高強度鋼材。
- 前記鋼材は、平均粒子径が300nm以下の炭・窒化物を重量比率で0.01%以上含むことを特徴とする請求項1に記載の低温歪み時効衝撃特性に優れた高強度鋼材。
- 前記鋼材は、降伏比(YS(下部降伏強度)/TS(引張強度))が0.65〜0.80であることを特徴とする請求項1に記載の低温歪み時効衝撃特性に優れた高強度鋼材。
- 質量%で、炭素(C):0.04〜0.14%、シリコン(Si):0.05〜0.60%、マンガン(Mn):0.6〜1.8%、可溶性アルミニウム(Sol.Al):0.005〜0.06%、ニオブ(Nb):0.005〜0.05%、バナジウム(V):0.01%以下(0%は除く)、チタン(Ti):0.001〜0.015%、銅(Cu):0.01〜0.4%、ニッケル(Ni):0.01〜0.6%、クロム(Cr):0.01〜0.2%、モリブデン(Mo):0.001〜0.3%、カルシウム(Ca):0.0002〜0.0040%、窒素(N):0.001〜0.006%、リン(P):0.02%以下(0%は除く)、硫黄(S):0.003%以下(0%は除く)、残部がFe及びその他の不可避な不純物からなる鋼スラブを1080〜1250℃の温度範囲で再加熱する段階と、
前記再加熱されたスラブを圧延終了温度が780℃以上になるように制御圧延し、熱延鋼板に製造する段階と、
前記熱延鋼板を空冷又は水冷で冷却する段階と、
前記冷却後に、熱延鋼板を850〜960℃の温度範囲で焼ならし熱処理する段階と、を含み、
微細組織として、フェライト、パーライト、ベイナイト、及びMA相(マルテンサイト−オーステナイト複合相)の混合組織を含み、前記MA相の分率が3.5%以下(0%は除く)であることを特徴とする低温歪み時効衝撃特性に優れた高強度鋼材の製造方法。 - 前記鋼スラブは、ニオブ(Nb)を0.02〜0.05%含むことを特徴とする請求項 7に記載の低温歪み時効衝撃特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
- 前記焼ならし熱処理は、{(1.3×t)+(10〜60)}分(ここで、「t」は、鋼材厚さ(mm)を意味する)間行うことを特徴とする請求項7に記載の低温歪み時効衝撃特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
- 前記再加熱された鋼スラブは、前記ニオブ(Nb)の50質量%以上が再固溶されることを特徴とする請求項7に記載の低温歪み時効衝撃特性に優れた高強度鋼材の製造方法。
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