CN108495945B - 电阻焊钢管用高强度热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

电阻焊钢管用高强度热轧钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种板面内的材质偏差少、高强度且延展性优异的电阻焊钢管用高强度热轧钢板及其制造方法。一种电阻焊钢管用高强度热轧钢板,其具有下述组成:以质量%计,含有C:0.10~0.18%、Si:0.1~0.5%、Mn:0.8~2.0%、P:0.001~0.020%、S:0.005%以下、Al:0.001~0.1%、Cr:0.4~1.0%、Cu:0.1~0.5%、Ni:0.01~0.4%、Nb:0.01~0.07%、N:0.008%以下,进一步含有Mo:0.5%以下和/或V:0.1%以下,按照由Moeq=Mo+0.36Cr+0.77Mn+0.07Ni定义的Moeq为1.4~2.2且Mo、V满足0.05≤Mo+V≤0.5的方式含有上述成分;并且具有下述组织:将以体积比例计为80%以上的贝氏体相作为主相,含有以体积比例计总计为4~20%的马氏体相和残余奥氏体相作为第二相,贝氏体相的平均结晶粒径为1~10μm。

Description

电阻焊钢管用高强度热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及电阻焊钢管用高强度热轧钢板及其制造方法。本发明特别涉及适合作为长条电阻焊钢管的盘管用的加工性优异的电阻焊钢管用高强度热轧钢板及其制造方法,涉及材质均匀性优异、材质偏差少的电阻焊钢管用高强度热轧钢板及其制造方法。
背景技术
天然气、石油等化石燃料在地下主要存在于不使它们透过的地层的间隙或其下部。为了取出这样的化石燃料,需要挖井。但是,最近,化石燃料的存在部位处于深层,而且其存在量也变为小规模,需要挖掘大量深井。因此,为了使挖掘工具多次进出于深井内,需要能够制成长条而使用的高强度钢管。为了将钢管制成长条,以往一直使用利用螺栓等将长度10~20m左右的钢管连接、同时将其投入至井内的方法。
但是,最近,上述用途中开始使用将连续的钢管在卷轴上卷取为卷状而成的盘管。已知通过使用该盘管,挖掘工具向井内的投入效率与以往相比飞跃性地提高。因此,要求适合作为盘管用的高强度热轧钢板。
针对这样的要求,例如在专利文献1中记载了一种高张力电阻焊钢管的制造方法。在专利文献1所记载的技术中,将以重量%计含有C:0.09~0.18%、Si:0.25~0.45%、Mn:0.70~1.00%、Cu:0.20~0.40%、Ni:0.05~0.20%、Cr:0.50~0.80%、Mo:0.10~0.40%、S:0.0020%以下的组成的钢在Ar3~950℃的轧制结束温度进行热轧,在400~600℃进行卷取,由所得到的带钢进行电阻焊制管后,在超过750℃且低于950℃下进行热处理,得到高张力电阻焊钢管。在专利文献1所记载的技术中,认为其特征在于,在热处理后立即在冷却过程中将电阻焊钢管卷取成卷状,由此,得到耐腐蚀性和延展性优异的高张力电阻焊钢管。
另外,在专利文献2中记载了一种贝氏体钢材的制造方法,其中,将以重量%计含有C:0.001%以上且小于0.030%、Si:0.60%以下、Mn:1.00~3.00%、Nb:0.005~0.20%、B:0.0003~0.0050%、Al:0.100%以下的组成的钢原材加热至Ac3~1350℃的温度后,在800℃以上的奥氏体未再结晶温度域结束轧制,之后,进一步再加热至500℃以上且低于800℃的温度域并保持而进行析出处理。在专利文献2所记载的技术中,认为以工业规模的生产中使用的任一冷却速度均可形成贝氏体单相组织,得到在厚度方向上的材质偏差极少的厚钢板。
另外,在专利文献3中记载了一种耐压曲特性优异的钢管的制造方法,其中,具备下述工序:将具有以重量%计含有C:0.03~0.15%、Si:0.01~1%、Mn:0.5~2%、进一步含有选自Cu:0.05~0.5%、Ni:0.05~0.5%、Cr:0.05~0.5%、Mo:0.05~0.5%、Nb:0.005~0.1%、V:0.005~0.1%、Ti:0.005~0.1%中的1种或2种以上的组成的钢加热至1000~1200℃,进行热轧的工序;和从Ar3~Ar3-80℃的温度域以5℃/s以上的钢板平均冷却速度对热轧后的钢板进行冷却,在500℃以下的温度域停止冷却,之后通过冷成型而形成钢管的工序;关于金属组织,含有以面积分数计为2~15%的岛状马氏体。在专利文献3所记载的技术中,认为形成由硬质的岛状马氏体和铁素体或贝氏体这样比较软质的组织构成的混合组织,使耐压曲特性提高。
另外,在专利文献4中记载了一种屈服强度为758MPa以上的、耐硫化物应力开裂性优异的钢管,其中,以质量%计,含有C:0.2~0.35%、Si:0.05~0.5%、Mn:0.1~1%、P:0.025%以下、S:0.01%以下、Cr:0.1~1.2%、Mo:0.1~1%、Al:0.005~0.1%、B:0.0001~0.01%、Nb:0.005~0.5%、N:0.005%以下、O:0.01%以下、Ni:0.1%以下、Ti:0~0.03%且为0.00008/N%以下、V:0~0.5%、W:0~1%、Zr:0~0.1%、Ca:0~0.01%,直径5μm以下的TiN的数量在每1mm2截面中为10个以下。在专利文献4所记载的技术中,认为直径5μm以下的TiN的析出量对耐硫化物应力开裂性有很大影响,使其为中碳系的组成,调整TiN的析出量、制管后,实施淬火和回火处理而进行制造。
现有技术文献
专利文献
专利文献1:日本特开平8-3641号公报
专利文献2:日本特开平8-144019号公报
专利文献3:日本特开平11-343542号公报
专利文献4:日本特开2001-131698号公报
发明内容
发明所要解决的课题
但是,在专利文献1所记载的技术中,原材钢板的强度低,为了确保在钢管中的高强度,需要进行750℃以上这样的高温下的后热处理。因此,能量效率差,另外存在因热处理中的氧化导致表面性状降低的问题。
另外,在专利文献2所记载的技术中,将C量限制得较低,存在所得到的强度存在极限的问题。另外,在专利文献3所记载的技术中,在热轧结束后,需要待机至进行铁素体相变的Ar3点以下的温度后再进行冷却,存在生产率显著降低的问题。另外,在专利文献4所记载的技术中,作为淬火处理,需要进行加热至900℃以上的高温的处理,制造时的能量效率差,另外除了因热处理中的氧化而导致表面性状降低以外,还产生在使用中表面的氧化物剥离而阻碍配管等的流动的问题。
本发明的目的在于解决该现有技术的问题,提供适合于作为长条电阻焊钢管的盘管用的、板面内的机械特性(材质)偏差少、高强度且延展性优异的高强度热轧钢板及其制造方法。需要说明的是,作为盘管用,热轧钢板的板厚优选为2~8mm。另外,此处所说的“高强度”是指拉伸强度TS为900MPa以上的情况。另外,“延展性优异”是指伸长率El为16%以上的情况。另外,“板面内的机械特性(材质)偏差少”是指板面内的屈服强度YS的偏差为70MPa以下的情况。
用于解决课题的手段
本发明人为了达成上述目的,对于影响热轧钢板的强度和延展性的各种要素进行了深入研究。其结果发现,通过在使C为0.10%以上的基础上,使热轧后的组织为以贝氏体相作为主相、分散有以体积比例计总计为4%以上的马氏体相和残余奥氏体相作为第二相的组织,能够确保拉伸强度TS:900MPa以上的高强度和伸长率El:16%以上的优异延展性。此外还发现,通过为这样的组织构成和组织分数,能够得到在板面内(卷材)的长度方向和宽度方向(在卷材整体中)材质偏差少的钢板。此外还新发现,为了得到马氏体相和残余奥氏体相以体积比例计总计为4%以上的组织,需要为由下式定义的Moeq满足1.4~2.2的组成。
Moeq=Mo+0.36Cr+0.77Mn+0.07Ni‥‥(1)
(此处,Mo、Cr、Mn、Ni:各元素的含量(质量%))
首先,对作为本发明的基础的实验结果进行说明。
对于以质量%计0.07%~0.20%的C-0.27%~0.48%的Si-1.44%~1.98%的Mn-0.025%~0.040%的Al-0.28%~1.01%的Cr-0.02%~0.25%的Ni-0%~0.48%的Mo-0.02%~0.05%的Nb-0%~0.07%的V-余量由Fe构成的组成的钢原材,在加热至1170~1250℃的加热温度后,对其实施使在未再结晶温度域的累计压下率为33~60%、轧制结束温度为820~890℃的热轧,轧制结束后,以平均冷却速度:38~68℃/s冷却至冷却停止温度:430~630℃,以卷取温度:410~610℃卷取成卷状,制成板厚:3~6mm的热轧钢板。
从所得到的热轧钢板上采集组织观察用试验片和以拉伸方向与轧制方向成直角的方式由ASTM A370规定的拉伸试验片(标距长度:50mm),进行组织观察和拉伸特性的调查。需要说明的是,拉伸试验依照ASTM A370的规定进行。
另外,以所得到的热轧钢板的轧制方向截面为观察面的方式对组织观察用试验片进行研磨,利用硝酸乙醇溶液进行腐蚀,使用扫描型电子显微镜(倍率:2000倍)对组织进行观察、拍摄。对于所得到的组织照片,利用图像分析进行组织的鉴定并求出组织分数。另外,残余奥氏体相的组织分数使用X射线衍射法进行测定。需要说明的是,任一热轧钢板在具有以贝氏体相为主相、以马氏体相和残余奥氏体相为第二相的组织这一点上是相同的。
将所得到的结果以马氏体相和残余奥氏体相的总量(体积比例)与Moeq的关系示出于图1。由图1可知,Moeq显示出与第二相的组织分数良好的关系,为了使马氏体相和残余奥氏体相的总量为4%以上,需要使Moeq为1.4以上。
另外,将伸长率El与马氏体相和残余奥氏体相的总量的关系示于图2。由图2可知,通过使马氏体相和残余奥氏体相的总量为4%以上,能够确保El:16%以上。
本发明是基于该发现加以进一步的研究而完成的。即,本发明的要点如下所述。
(1)一种电阻焊钢管用高强度热轧钢板,其特征在于,
具有下述组成:
以质量%计,含有C:0.10~0.18%、Si:0.1~0.5%、Mn:0.8~2.0%、P:0.001~0.020%、S:0.005%以下、Al:0.001~0.1%、Cr:0.4~1.0%、Cu:0.1~0.5%、Ni:0.01~0.4%、Nb:0.01~0.07%、N:0.008%以下,进一步含有Mo:0.5%以下和/或V:0.1%以下,按照由下述(1)式定义的Moeq满足1.4~2.2的方式且Mo、V满足下述(2)式的方式含有上述成分,余量由Fe和不可避免的杂质构成,
Moeq=Mo+0.36Cr+0.77Mn+0.07Ni‥‥(1)
(此处,Mo、Cr、Mn、Ni:各元素的含量(质量%),不含有的元素为0。)
0.05≤Mo+V≤0.5‥‥(2)
(此处,Mo、V:各元素的含量(质量%),不含有的元素为0。)
并且具有下述组织:
将以体积比例计为80%以上的贝氏体相作为主相,含有以体积比例计总计为4~20%的马氏体相和残余奥氏体相作为第二相,贝氏体相的平均结晶粒径为1~10μm。
(2)如(1)所述的电阻焊钢管用高强度热轧钢板,其特征在于,上述钢板的组成进一步以质量%计含有选自Ti:0.03%以下、Zr:0.04%以下、Ta:0.05%以下、B:0.0010%以下中的1种或2种以上。
(3)如(1)或(2)所述的电阻焊钢管用高强度热轧钢板,其特征在于,上述钢板的组成进一步以质量%计含有选自Ca:0.005%以下、REM:0.005%以下中的1种或2种。
(4)一种电阻焊钢管用高强度热轧钢板的制造方法,该电阻焊钢管用高强度热轧钢板具有下述组织:将以体积比例计为80%以上的贝氏体相作为主相,含有以体积比例计总计为4~20%的马氏体相和残余奥氏体相作为第二相,贝氏体相的平均结晶粒径为1~10μm,上述制造方法包括:对钢原材实施加热工序和热轧工序而制成热轧钢板,上述制造方法的特征在于,上述钢原材为具有下述组成的钢原材:以质量%计,含有C:0.10~0.18%、Si:0.1~0.5%、Mn:0.8~2.0%、P:0.001~0.020%、S:0.005%以下、Al:0.001~0.1%、Cr:0.4~1.0%、Cu:0.1~0.5%、Ni:0.01~0.4%、Nb:0.01~0.07%、N:0.008%以下,进一步含有Mo:0.5%以下和/或V:0.1%以下,按照由下述(1)式定义的Moeq满足1.4~2.2的方式且Mo、V满足下述(2)式的方式含有上述成分,余量由Fe和不可避免的杂质构成,
Moeq=Mo+0.36Cr+0.77Mn+0.07Ni‥‥(1)
(此处,Mo、Cr、Mn、Ni:各元素的含量(质量%),不含有的元素为0。)
0.05≤Mo+V≤0.5‥‥(2)
(此处,Mo、V:各元素的含量(质量%),不含有的元素为0。);
上述加热工序为将上述钢原材加热至1150~1270℃的加热温度的工序,
上述热轧工序为下述工序:在轧制结束温度为810~930℃的范围的温度的条件下实施930℃以下的温度域中的累计压下率为20~65%的热轧,然后以10~70℃/s的平均冷却速度冷却至420~600℃的温度域的冷却停止温度,以400~600℃的温度域的卷取温度卷取成卷状,并且,上述热轧工序中的上述轧制结束温度在板面内的温度变动幅度为50℃以下,上述卷取温度在板面内的温度变动幅度为80℃以下。
(5)如(4)所述的电阻焊钢管用高强度热轧钢板的制造方法,其特征在于,上述钢原材进一步以质量%计含有选自Ti:0.03%以下、Zr:0.04%以下、Ta:0.05%以下、B:0.0010%以下中的1种或2种以上。
(6)如(4)或(5)所述的电阻焊钢管用高强度热轧钢板的制造方法,其特征在于,上述钢原材进一步以质量%计含有选自Ca:0.005%以下、REM:0.005%以下中的1种或2种。
发明的效果
根据本发明,能够材质偏差少且稳定地制造具有拉伸强度TS:900MPa以上的高强度、显示出16%以上的伸长率El、延展性优异的电阻焊钢管用高强度热轧钢板,在工业上发挥出显著效果。另外,本发明的热轧钢板的板面内的材质偏差少,适合于制造具有稳定特性的长条钢管以作为在深度深的油井或气井中使用的长条钢管的盘管,另外,根据本发明,还具有可期待飞跃性地提高钢管自身寿命的效果。
附图说明
图1是示出第二相的组织分数与Moeq的关系的图。
图2是示出第二相的组织分数与伸长率的关系的图。
具体实施方式
首先,对本发明热轧钢板的组成限定理由进行说明。以下,若无特别说明,则质量%简记为%。
C:0.10~0.18%
C是有助于增加钢板强度的元素。为了在使钢板强度增加的同时,进一步使组织成为以贝氏体相作为主相、含有马氏体相和残余奥氏体相作为第二相的组织,在本发明中,需要使C的含量为0.10%以上。另一方面,C的含量超过0.18%时,延展性降低,加工性降低。因此,C的含量限定为0.10~0.18%的范围。
Si:0.1~0.5%
Si是作为脱氧剂起作用、同时发生固溶而有助于强度增加的元素。为了得到这样的效果,需要使Si的含量为0.1%以上。另一方面,Si的含量超过0.5%时,电阻焊焊接性降低。因此,Si的含量限定为0.1~0.5%的范围。Si的含量优选为0.2%以上,更优选为0.3%以上。
Mn:0.8~2.0%
Mn是通过提高淬火性而有助于强度增加的元素,并且有效地有助于以贝氏体相为主相的组织的形成。这样的效果在使Mn的含量为0.8%以上时变得显著。另一方面,超过2.0%而大量含有Mn时,电阻焊焊接部的韧性降低。因此,Mn的含量限定为0.8~2.0%的范围。需要说明的是,Mn的含量优选为1.0~2.0%,更优选为1.4~2.0%。
P:0.001~0.020%
P是使钢板强度增加、同时还有助于耐腐蚀性提高的元素。为了得到这样的效果,在本发明中使P含有0.001%以上。另一方面,超过0.020%而大量含有P时,会偏析于晶界等处,使延展性、韧性降低。因此,在本发明中,P的含量限定为0.001~0.020%的范围。需要说明的是,P的含量优选为0.001~0.016%,更优选为0.003~0.015%。
S:0.005%以下
S在钢中主要以MnS等硫化物系夹杂物的形式存在,对延展性、韧性产生不良影响,因此优选尽可能地减少。本发明中,S的含量可以允许至0.005%。因此,S的含量限定为0.005%以下。需要说明的是,过度减少S会导致精炼成本高昂,因此S的含量优选为0.0001%以上。更优选为0.0003%以上。
Al:0.001~0.1%
Al是作为强力脱氧剂起作用的元素。为了得到这样的效果,需要使Al的含量为0.001%以上。另一方面,Al的含量超过0.1%时,氧化物系夹杂物增加,洁净度降低,延展性、韧性降低。因此,Al的含量限定为0.001~0.1%的范围。需要说明的是,Al的含量优选为0.010~0.1%,更优选为0.015~0.08%,进一步优选为0.020~0.07%。
Cr:0.4~1.0%
Cr是有助于增加钢板的强度、并且使耐腐蚀性提高、进而具有促进组织的二相分离的作用的元素。为了得到这样的效果,需要使Cr的含量为0.4%以上。另一方面,Cr的含量超过1.0%时,电阻焊焊接性降低。因此,Cr的含量限定为0.4~1.0%的范围。Cr的含量优选为0.4~0.9%,更优选为0.5~0.9%。
Cu:0.1~0.5%
Cu是有助于增加钢板的强度、并且具有使耐腐蚀性提高的作用的元素。为了得到这样的效果,需要使Cu的含量为0.1%以上。另一方面,Cu的含量超过0.5%时,使热加工性降低。因此,Cu的含量限定为0.1~0.5%的范围。Cu的含量优选为0.2~0.5%,更优选为0.2~0.4%。
Ni:0.01~0.4%
Ni是有助于增加钢板强度和提高韧性的元素,在本发明中需要使Ni的含量为0.01%以上。另一方面,Ni的含量超过0.4%时,导致材料成本高昂。因此,Ni的含量限定为0.01~0.4%的范围。需要说明的是,Ni的含量优选为0.05~0.3%,更优选为0.10~0.3%。
Nb:0.01~0.07%
Nb是通过析出强化而有助于钢板强度增加的元素。另外,Nb是有助于扩大奥氏体的未再结晶温度域的元素,使在未再结晶温度域的轧制变得容易,通过钢板组织的微细化而有助于钢板强度的增加、韧性的提高。为了得到这样的效果,需要使Nb的含量为0.01%以上。另一方面,Nb的含量超过0.07%时,导致延展性的降低、焊接部韧性的降低。因此,Nb的含量限定为0.01~0.07%的范围。需要说明的是,Nb的含量优选为0.01~0.06%,进一步优选为0.01~0.05%。
N:0.008%以下
N作为杂质存在于钢中,特别是,会使焊接部的韧性降低,并且会导致铸造时的板坯开裂,因此在本发明中优选尽可能地减少。本发明中,N的含量可以允许含有至0.008%。因此,N的含量限定为0.008%以下。需要说明的是,N的含量优选为0.006%以下。
Mo:0.5%以下和/或V:0.1%以下
Mo、V均是有助于增加钢板的强度的元素。在本发明中,含有Mo、V中的任一者或Mo和V这两者。
Mo是通过提高淬火性而使组织成为主体为贝氏体相、含有规定量的马氏体相和残余奥氏体相的组织,有助于钢板强度增加的元素。需要说明的是,在制管后实施退火等热处理的情况下,Mo还具有抑制软化的作用。在为了得到这样的效果而含有Mo的情况下,优选含有0.05%以上的Mo。另一方面,超过0.5%含有Mo时,大量生成马氏体相或残余奥氏体相,韧性降低。因此,在含有Mo的情况下,Mo的含量限定为0.5%以下的范围。需要说明的是,Mo的含量优选为0.05~0.4%。
V是通过提高淬火性和析出强化而有助于钢板强度增加的元素。需要说明的是,与Mo同样地,在制管后实施退火等热处理的情况下,V还具有抑制软化的作用。在为了得到这样的效果而含有V的情况下,优选含有0.003%以上的V。另一方面,超过0.1%含有V时,母材和焊接部的韧性降低。因此,在含有V的情况下,V的含量限定为0.1%以下的范围。需要说明的是,V的含量优选为0.01~0.08%。
在本发明中,以在上述范围内且由下述(1)式定义的Moeq满足1.4~2.2的方式含有上述成分。
Moeq=Mo+0.36Cr+0.77Mn+0.07Ni‥‥(1)
(此处,Mo、Cr、Mn、Ni:各元素的含量(质量%),不含有的元素为0。)
如图1所示,Moeq是影响钢板组织中的第二相形成的参数,为了确保规定量的马氏体相,需要调整为1.4以上。另一方面,Moeq超过2.2而变大时,导致韧性的降低。因此,以Moeq满足1.4~2.2的方式对Mo、Cr、Mn、Ni进行调整。
此外,在本发明中,以在上述范围内且满足下述(2)式的方式含有Mo、V。
0.05≤Mo+V≤0.5‥‥(2)
(此处,Mo、V:各元素的含量(质量%),不含有的元素为0。)
在(Mo+V)小于0.05而不满足(2)式的情况下,抑制热处理时的软化的效果减小。另外,在(Mo+V)超过0.5而不满足(2)式的情况下,母材和焊接部的韧性降低。因此,Mo、V以在上述范围内且满足(2)式的方式进行调整。需要说明的是,优选(Mo+V)为0.05~0.4。
上述成分为基本成分,但除了基本组成之外,可以根据需要进一步选择含有选自Ti:0.03%以下、Zr:0.04%以下、Ta:0.05%以下、B:0.0010%以下中的1种或2种以上、和/或选自Ca:0.005%以下、REM:0.005%以下中的1种或2种作为选择元素。
选自Ti:0.03%以下、Zr:0.04%以下、Ta:0.05%以下、B:0.0010%以下中的1种或2种以上
Ti、Zr、Ta、B均为有助于钢板强度增加的元素,可以根据需要选择含有1种或2种以上。Ti、Zr、Ta、B是形成微细的氮化物、抑制晶粒的粗大化、通过组织的微细化有助于韧性的提高、通过析出强化有助于钢板强度的增加的元素。另外,B通过提高淬火性而有助于钢板强度的增加。为了得到这样的效果,优选分别含有Ti:0.005%以上、Zr:0.01%以上、Ta:0.01%以上、B:0.0002%以上。另一方面,分别超过Ti:0.03%、Zr:0.04%、Ta:0.05%、B:0.0010%而含有时,粗大的析出物增加,导致韧性、延展性的降低。需要说明的是,超过B:0.0010%而含有时,淬火性的提高变得显著,韧性、延展性降低。因此,在含有选自Ti、Zr、Ta、B中的1种或2种以上元素的情况下,优选分别限定为Ti:0.03%以下、Zr:0.04%以下、Ta:0.05%以下、B:0.0010%以下。
选自Ca:0.005%以下、REM:0.005%以下中的1种或2种
Ca、REM均为具有控制硫化物系夹杂物的形态的作用的元素,可以根据需要选择含有1种或2种。为了得到这样的效果,优选分别含有Ca:0.0005%以上、REM:0.0005%以上。另一方面,分别超过Ca:0.005%、REM:0.005%而大量含有时,夹杂物量增加,导致延展性的降低。因此,在含有选自Ca、REM中的1种或2种的情况下,优选分别限定为Ca:0.005%以下、REM:0.005%以下。
上述成分以外的余量由Fe和不可避免的杂质构成。
接着,对本发明热轧钢板的组织限定理由进行说明。
本发明热轧钢板具有上述组成,并具有下述组织:将以体积比例计为80%以上的贝氏体相作为主相,含有以体积比例计总计为4~20%的马氏体相和残余奥氏体相作为第二相,贝氏体相的平均结晶粒径为1~10μm。
主相:以体积比例计为80%以上的贝氏体相
此处所说的“主相”是指以体积比例计占80%以上的相。通过使主相为贝氏体相,能够制成高强度且伸长率El:16%以上的具有优异延展性的热轧钢板。主相为马氏体相时,能够确保所期望的高强度,但延展性不足。另外,贝氏体相以体积比例计小于80%时,无法确保所期望的高强度、或者无法兼具所期望的高强度和高延展性。因此,将以体积比例计为80%以上的贝氏体相作为主相。
第二相:以体积比例计总计为4~20%的马氏体相和残余奥氏体相
在使主相为贝氏体相的基础上,作为第二相,使以体积比例计总计为4%以上的马氏体相和残余奥氏体相进行分散。由此,能够制成兼具TS:900MPa以上的高强度和所期望的延展性的热轧钢板。所分散的马氏体相和残余奥氏体相总计小于4%时,无法确保所期望的高强度。另一方面,马氏体相和残余奥氏体相以体积比例计总计超过20%而增多时,无法确保所期望的优异的延展性。需要说明的是,包括残余奥氏体相为0%的情况。
需要说明的是,为了抑制强度和延展性的偏差,优选分散比残余奥氏体更多的马氏体相。残余奥氏体相为不稳定相,容易因加工或热处理而变质。因此,残余奥氏体相增多时,强度和延展性的偏差增大。需要说明的是,残余奥氏体相以体积比例计优选限定为8%以下,更优选限定为4%以下。
贝氏体相的平均结晶粒径:1~10μm
在本发明热轧钢板中,为了确保所期望的延展性,使贝氏体相的平均结晶粒径为1~10μm。贝氏体相的平均结晶粒径小于1μm时,在焊接热影响部因组织粗大化而发生软化,与母材产生极端的强度差而成为压曲的原因。另一方面,贝氏体相的平均结晶粒径超过10μm而变得粗大时,屈服强度降低。因此,将贝氏体相的平均结晶粒径限定为1~10μm的范围。需要说明的是,贝氏体相的平均结晶粒径如下求出:利用扫描型电子显微镜对使用硝酸乙醇腐蚀液显现出的组织进行拍摄,由图像分析所得到的晶界图像计算出等效圆直径,对所得到的等效圆直径进行算术平均,从而求出贝氏体相的平均结晶粒径。
本发明热轧钢板通过为上述组成,即使热轧后的冷却条件多少发生变化,也能够在板面内的各处稳定地确保上述组织,可抑制钢板的板面内的材质偏差。
接着,对本发明热轧钢板的优选的制造方法进行说明。
在本发明中,对上述组成的钢原材实施加热工序和热轧工序,制成热轧钢板。
钢原材的制造方法无需特别限定。常用的钢原材的制造方法均可以适用。需要说明的是,作为优选的钢原材的制造方法,可以例示下述方法:利用转炉、电炉、真空熔炼炉等常用的熔炼方法对上述组成的钢液进行熔炼,并利用连铸法等常用的铸造方法制成板坯等铸片(钢原材)。需要说明的是,利用铸锭-开坯轧制法制成钢片也没有任何问题。
对于所得到的钢原材,首先实施加热至1150~1270℃的加热温度的加热工序。
加热温度低于1150℃时,无法将在铸造时析出的碳化物等析出物充分熔解,无法确保所期望的高强度、所期望的延展性。另一方面,在超过1270℃的高温下,晶粒粗大化,韧性降低。另外,氧化等变得剧烈,成品率的降低变得显著。因此,钢原材的加热温度限定为1150~1270℃的范围。
对加热后的钢原材实施热轧工序,制成规定尺寸的热轧钢板。
热轧工序为如下工序:在轧制结束温度为810~930℃的范围的温度的条件下实施930℃以下的温度域中的累计压下率为20~65%的热轧,然后以10~70℃/s的平均冷却速度冷却至420~600℃的温度域的冷却停止温度,以400~600℃的温度域的卷取温度卷取成卷状。需要说明的是,上述的温度为在钢材的表面位置的温度。
热轧的轧制结束温度:810~930℃
热轧为由粗轧和精轧构成的轧制。粗轧的轧制条件只要能够将钢原材制成规定尺寸的薄板坯(sheet bar)即可,无需特别限定。
精轧的轧制结束温度低于810℃时,变形阻力变得过大,轧制效率降低。另一方面,精轧的轧制结束温度超过930℃而达到高温时,在奥氏体的未再结晶温度域的压下不足,无法达成所期望的组织的微细化。因此,热轧的轧制结束温度限定为810~930℃的范围。需要说明的是,使用薄板坯加热器、板带加热器等对薄板坯内的温度偏差进行校正,将轧制结束温度在热轧钢板的板面内的温度变动幅度调整至50℃以下(板面内的轧制结束温度的最高温度与最低温度之差为50℃以内)。由此,能够在钢板整体确保材质的均匀性,能够抑制材质偏差。需要说明的是,在精轧前允许使用将薄板坯先卷取收纳后再次供于轧制的热卷箱、或利用加热炉对薄板坯进行加热。需要说明的是,为了抑制钢板边缘部的温度下降,限制钢板端部的冷却水也是手段之一。
热轧的930℃以下的温度域中的累计压下率:20~65%
通过在930℃以下的奥氏体的未再结晶温度域实施轧制,可导入位错,实现组织的微细化。但是,累计压下率小于20%时,无法达成所期望的组织的微细化。另一方面,累计压下率超过65%而变多时,在轧制中Nb碳化物析出,变形阻力增大,并且Nb碳化物粗大化,在冷却结束温度附近产生的贝氏体相变时微细析出的Nb碳化物减少,强度降低。因此,930℃以下的温度域中的累计压下率限定为20~65%的范围。上述累计压下率更优选为30~60%的范围。
热轧结束后的平均冷却速度:10~70℃/s
热轧结束后立即开始冷却。平均冷却速度小于10℃/s时,粗大的多边形铁素体和珠光体开始析出,因此无法形成以贝氏体相作为主相、第二相由马氏体相和残余奥氏体相构成的所期望的组织。另一方面,在超过70℃/s的平均冷却速度下,马氏体相的生成量增多,无法确保以贝氏体相作为主相的所期望的组织,难以确保板面内的组织均匀性、以及材质的均匀性,无法抑制材质偏差。因此,热轧结束后的平均冷却速度限定为10~70℃/s的范围内。需要说明的是,热轧结束后的平均冷却速度更优选为20~70℃/s。需要说明的是,平均冷却速度是基于钢材的表面位置的温度计算从轧制结束温度至冷却停止温度的平均冷却速度而得到的值。
冷却停止温度:420~600℃
冷却停止温度低于420℃时,马氏体的生成变得显著,无法实现所期望的以贝氏体相作为主相的组织。另一方面,冷却停止温度为超过600℃的高温时,生成粗大的多边形铁素体,无法达成所期望的高强度。因此,冷却停止温度限定为420~600℃的范围的温度。需要说明的是,冷却停止温度优选为420~580℃。
冷却停止后,以400~600℃的温度域的卷取温度卷取成卷状。若为上述的冷却条件,则能够使卷取温度在热轧钢板的板面内的温度变动幅度为80℃以下(热轧钢板的板面内的卷取温度的最高温度与最低温度之差为80℃以内),容易确保材质的均匀性,能够抑制材质的偏差。
通过如上所述的制造方法制造的热轧钢板优选通过冷加工成形为大致圆筒状,之后进行电阻焊焊接而制成电阻焊钢管,或者进一步通过焊接等将电阻焊钢管的端部彼此接合,制成长条电阻焊钢管并卷取成卷状,形成盘管。需要说明的是,用于盘管以外的汽车用、配管用、机械构造用等用途也没有任何问题。
以下,基于实施例进一步对本发明进行说明。
实施例
将表1所示的组成的钢液在转炉中熔炼,利用连铸法制成铸片(板坯:壁厚250mm),得到钢原材。将所得到的钢原材加热至表2所示的加热温度后,在粗轧条件和表2所示的精轧条件下制成表2所示的板厚的热轧钢板。热轧(精轧)结束后,立即开始冷却,以表2所示的平均冷却速度冷却至表2所示的冷却停止温度,以表2所示的卷取温度卷取成卷状。需要说明的是,对于一部分粗轧后的薄板坯,使用边缘加热器实施了加热。对于精轧结束后的板面内的温度,使用设置在生产线的辐射温度计在全长进行测定,调查最高温度与最低温度之差、精轧结束温度的偏差,示于表2。另外,对于卷取温度的偏差也同样地进行测定。
从测定位置1以及测定位置2总计2个位置采集试验片,实施组织观察、拉伸试验、冲击试验,测定位置1为在与所得到的热轧钢板的轧制方向的前端相距20m的位置且距卷材边缘1/8宽度位置1/8W的位置,测定位置2为在与轧制方向的尾端相距20m的位置且卷材宽度方向中央位置1/2W的位置。试验方法如下所述。
(1)组织观察
从所得到的试验片裁取组织观察用试验片,以垂直于轧制方向的截面(C截面)为观察面的方式进行研磨,利用硝酸乙醇腐蚀液或食人鱼腐蚀液进行腐蚀,使组织显现出来,利用光学显微镜(倍率:1000倍)或扫描型电子显微镜(倍率:2000倍)对组织进行观察、拍摄。对于所得到的组织照片,通过图像分析进行组织的鉴定并计算出组织分数。需要说明的是,贝氏体相的平均结晶粒径通过使用扫描型电子显微镜对利用硝酸乙醇腐蚀液显现出来的组织进行拍摄,根据由图像分析得到的晶界图像计算出等效圆直径,对所得到的等效圆直径进行算术平均而求出。需要说明的是,残余奥氏体的组织分数使用另外的试样通过X射线衍射法求出。
(2)拉伸试验
从所得到的试验片以拉伸方向与轧制方向成直角方向的方式裁取拉伸试验片(标距长度:50mm),依据ASTM A370的规定实施拉伸试验,对拉伸特性(屈服强度YS、拉伸强度TS、伸长率El)进行测定。另外,由上述测定位置1的YS与上述测定位置2的YS之差(ΔYS)对板面内的屈服强度YS的偏差进行评价。
(3)冲击试验
从所得到的试验片以长度方向与轧制方向成直角方向的方式裁取V型缺口试验片,依照ASTM A370的规定实施夏比冲击试验,求出试验温度:-20℃下的吸收能vE-20(J)。需要说明的是,试验片为各3条,求出所得到的3条试验片的吸收能vE-20(J)的算术平均,将其值作为该钢板的吸收能vE-20(J)。
将所得到的结果示于表3。
Figure BDA0001740684310000151
Figure BDA0001740684310000161
Figure BDA0001740684310000171
本发明例均为具有所期望的组织,并且具有拉伸强度TS:900MPa以上的高强度和伸长率El:16%以上的高延展性,此外板面内的屈服强度YS的偏差少(ΔYS:70MPa以下)、材质均匀性优异、材质偏差少的热轧钢板,该期望的组织为将以体积比例计为80%以上的贝氏体相作为主相、马氏体相与残余奥氏体相总计为4%以上、贝氏体相的平均结晶粒径为10μm以下这样的微细组织。此外,本发明例为具备YS:550~850MPa的屈服强度和vE-20:20J以上的高韧性、板面内的强度TS、延展性El、韧性vE-20的偏差也少的热轧钢板。另一方面,偏离本发明的范围的比较例未得到所期望的组织,拉伸强度TS小于900MPa、或者伸长率El小于16%、或者板面内的屈服强度YS的偏差大(ΔYS超过70MPa),无法兼具所期望的高强度和所期望的高延展性、所期望的材质均匀性。

Claims (6)

1.一种电阻焊钢管用高强度热轧钢板,其特征在于,
具有下述组成:
以质量%计,含有C:0.10%~0.18%、Si:0.1%~0.5%、Mn:0.8%~2.0%、P:0.001%~0.020%、S:0.005%以下、Al:0.001%~0.1%、Cr:0.4%~1.0%、Cu:0.1%~0.5%、Ni:0.01%~0.4%、Nb:0.01%~0.07%、N:0.008%以下,
进一步含有Mo:0.5%以下和/或V:0.1%以下,
按照由下述(1)式定义的Moeq满足1.4~2.2的方式且Mo、V满足下述(2)式的方式含有所述成分,
余量由Fe和不可避免的杂质构成;
并且具有下述组织:
将以体积比例计为80%以上的贝氏体相作为主相,含有以体积比例计总计为4%~20%的马氏体相和残余奥氏体相作为第二相,贝氏体相的平均结晶粒径为1μm~10μm,
Moeq=Mo+0.36Cr+0.77Mn+0.07Ni‥‥(1)
0.05≤Mo+V≤0.5‥‥(2)
此处,所述(1)式和(2)式中的各元素符号表示各元素的含量(质量%),不含有的元素为0。
2.如权利要求1所述的电阻焊钢管用高强度热轧钢板,其特征在于,所述钢板的组成进一步以质量%计含有选自Ti:0.03%以下、Zr:0.04%以下、Ta:0.05%以下、B:0.0010%以下中的1种或2种以上。
3.如权利要求1或2所述的电阻焊钢管用高强度热轧钢板,其特征在于,所述钢板的组成进一步以质量%计含有选自Ca:0.005%以下、REM:0.005%以下中的1种或2种。
4.一种电阻焊钢管用高强度热轧钢板的制造方法,该电阻焊钢管用高强度热轧钢板具有下述组织:将以体积比例计为80%以上的贝氏体相作为主相,含有以体积比例计总计为4%~20%的马氏体相和残余奥氏体相作为第二相,贝氏体相的平均结晶粒径为1μm~10μm,
所述制造方法包括:对钢原材实施加热工序和热轧工序而制成热轧钢板,
所述制造方法的特征在于,
所述钢原材具有下述组成:
以质量%计,含有C:0.10%~0.18%、Si:0.1%~0.5%、Mn:0.8%~2.0%、P:0.001%~0.020%、S:0.005%以下、Al:0.001%~0.1%、Cr:0.4%~1.0%、Cu:0.1%~0.5%、Ni:0.01%~0.4%、Nb:0.01%~0.07%、N:0.008%以下,
进一步含有Mo:0.5%以下和/或V:0.1%以下,
按照由下述(1)式定义的Moeq满足1.4~2.2的方式且Mo、V满足下述(2)式的方式含有所述成分,
余量由Fe和不可避免的杂质构成;
所述加热工序为将所述钢原材加热至1150℃~1270℃的加热温度的工序,
所述热轧工序为下述工序:
在轧制结束温度为810℃~930℃的范围的温度的条件下实施930℃以下的温度域中的累计压下率为20%~65%的热轧,然后以10℃/s~70℃/s的平均冷却速度冷却至420℃~600℃的温度域的冷却停止温度,以400℃~600℃的温度域的卷取温度卷取成卷状,并且,使用薄板坯加热器和/或板带加热器对温度偏差进行校正,从而使所述热轧工序中的所述轧制结束温度在板面内的温度变动幅度为50℃以下,所述卷取温度在板面内的温度变动幅度为80℃以下;
Moeq=Mo+0.36Cr+0.77Mn+0.07Ni ‥‥(1)
0.05≤Mo+V≤0.5 ‥‥(2)
此处,所述(1)式和(2)式中的各元素符号表示各元素的含量(质量%),不含有的元素为0。
5.如权利要求4所述的电阻焊钢管用高强度热轧钢板的制造方法,其特征在于,所述钢原材的组成进一步以质量%计含有选自Ti:0.03%以下、Zr:0.04%以下、Ta:0.05%以下、B:0.0010%以下中的1种或2种以上。
6.如权利要求4或5所述的电阻焊钢管用高强度热轧钢板的制造方法,其特征在于,所述钢原材的组成进一步以质量%计含有选自Ca:0.005%以下、REM:0.005%以下中的1种或2种。
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