JP2000160245A - 耐hic性に優れた高強度鋼の製造方法 - Google Patents
耐hic性に優れた高強度鋼の製造方法Info
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Abstract
抑制し、耐HIC性に優れた高強度鋼板を提供する。 【解決手段】C:0.03〜0.08%、Si:0.0
3〜0.50%、Mn:1.0〜1.8%、Nb:0.
005〜0.05%、Ti:0.005〜0.02%、
Ca:0.0005〜0.0025%を含有した鋼片を
加熱後、950℃以下のオーステナイト温度域で圧下率
60%以上で圧延し、Ar3−50℃以上から鋼板の表
面温度が500℃以下となるまで鋼板中央部の平均冷却
速度5℃/秒以上20℃/秒以下で冷却し、さらに鋼板
中央部の平均冷却速度5℃/秒以上50℃/秒以下で6
00℃以下まで冷却する。冷却期間中、初期と後期で冷
却速度を変化させた加速冷却を組合わせ、加速冷却によ
る表面硬化を抑制する。
Description
(耐HIC性)に優れた、主にAPI規格X60グレー
ド以上の強度を有する鋼板の製造方法に関する。この製
造方法は厚板ミルまたは熱延ミルに適用され、この方法
で製造された鋼板は、UOE成形、プレスベンド成形、
ロール成形等で原油や天然ガスを輸送する鋼管(UOE
鋼管、電縫鋼管)等に利用される。
用いられるラインパイプは、強度、靭性、溶接性の他
に、耐水素誘起割れ性(耐HIC性)や耐応力腐食割れ
性(耐SCC性)などのいわゆる耐サワー性が必要とさ
れる。鋼材のHICは、腐食反応による水素イオンが鋼
材表面に吸着し、原子状の水素として鋼内部に侵入、鋼
中のMnSなどの非金属介在物や硬い第2相組織のまわ
りに拡散・集積し、その内圧により割れを生ずるものと
されている。その対策として以下の方法が挙げられてい
る。
やREMなどを適量添加することにより、長く進展した
MnSの生成を抑制し、応力集中の小さい微細に分散し
た球状の介在物に形態を変えて割れの発生・伝播を抑制
する。(特開昭54−110119号公報) 2.中心偏析部での割れに対しては、起点となりうる島
状マルテンサイトの生成、および割れの伝播経路となる
マルテンサイトやベイナイトなどの硬化組織の生成を偏
析傾向の高い元素(C,Mn,P等)の低減や、スラブ
加熱段階での均熱処理、そして冷却時の変態途中でのC
の拡散を防止する加速冷却により抑制する。(特開昭6
1−60866号公報、特開昭61−165207号公
報) 3.焼入れ・焼戻しなどの熱処理や、オーステナイト再
結晶温度以上の圧延仕上げ温度などにより、割れ感受性
の低いミクロ組織とする。
鋼組成にCuを添加し、鋼材表面に保護膜を形成する。
(特開昭52−11185号公報) また、最近、X80グレードの高強度鋼板に対して特開
平5−9575号公報、特開平5−271766号公
報、特開平7−173536号公報等で、低S.Ca添
加により介在物の形態制御を行いつつ、低C,低Mnと
して中央偏析を抑制し、それに伴う強度低下をCr,M
o,Niなどの添加と加速冷却により補う方法が開示さ
れるようになってきた。
C性を改善する方法は中心偏析部が対象であり、また、
Cuの添加や熱処理をすることなく、加速冷却等により
硬化した表面近傍から発生するHICを防止するもので
はない。本発明は加速冷却を用いて製造するX60グレ
ード以上の高強度鋼板において、中央偏析部のHICと
ともに、表面近傍から発生するHICを防止する耐HI
C性に優れた高強度鋼板の製造方法を提供する。
軽減、表面硬度抑制の観点から、鋼組成と加速冷却方法
の両者について検討を行い、以下の発明を完成させた。
0.03〜0.50%、Mn:1.0〜1.8%、P:
0.010%以下、S:0.002%以下、Nb:0.
005〜0.05%、Ti:0.005〜0.02%、
Al:0.01〜0.07%、Ca:0.0005〜
0.0025%を含有し、かつC+Mn/6+(Cu+
Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5≧0.26を満
足する残部Feおよび不可避不純物からなる鋼を100
0〜1200℃に加熱し、950℃以下のオーステナイ
ト温度域で圧下率60%以上の圧延を行った後、Ar3
−50℃以上から鋼板の表面温度が500℃以下となる
まで鋼板中央部の平均冷却速度5℃/秒以上20℃/秒
以下で冷却し、さらに鋼板中央部の平均冷却速度5℃/
秒以上50℃/秒以下で600℃以下まで冷却すること
を特徴とする耐HIC性に優れた高強度鋼の製造方法。
0.03〜0.50%、Mn:1.0〜1.8%、P:
0.010%以下、S:0.002%以下、Nb:0.
005〜0.05%、Ti:0.005〜0.02%、
Al:0.01〜0.07%、Ca:0.0005〜
0.0025%、さらにCu:0.50%以下、Ni:
0.50%以下、Cr:0.50%以下、Mo:0.5
0%以下、及びV:0.10%以下から選択された1種
または2種以上を含有し、かつC+Mn/6+(Cu+
Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5≧0.26を満
足する残部Feおよび不可避不純物からなる鋼を100
0〜1200℃に加熱し、950℃以下のオーステナイ
ト温度域で圧下率60%以上の圧延を行った後、Ar3
−50℃以上から鋼板の表面温度が500℃以下となる
まで鋼板中央部の平均冷却速度5℃/秒以上20℃/秒
以下で冷却し、さらに鋼板中央部の平均冷却速度5℃/
秒以上50℃/秒以下で600℃以下まで冷却すること
を特徴とする耐HIC性に優れた高強度鋼の製造方法。
もに、加速冷却における冷却速度を冷却途中で変化さ
せ、鋼板表面付近の硬度を抑制し、かつ、強度を確保す
ることを特徴とする。本発明鋼板の成分組成、製造条件
について説明する。 1.成分組成 C:0.03〜0.08% Cは強度を確保するため添加するが、0.03%未満で
は強度が確保できず、0.08%を超えると靭性や耐H
IC性を劣化させるため、0.03〜0.08%添加す
る。
効果が十分でなく、0.50%を超えると靭性や溶接性
を劣化させるため、0.03〜0.50%添加する。
その効果が十分でなく、1.8%を超えると溶接性と耐
HIC性が劣化するため、1.0〜1.8%添加する。
であり、0.010%以下とする。
が、高強度材では、割れの起点となり得るため、0.0
02%以下とする。
より靭性を向上させるが、0.005%未満では効果が
なく、0.05%を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化
するため、0.005〜0.05%とする。
長を抑制し、微細粒化により靭性を向上させるが、0.
005%未満では効果がなく、0.02%を超えると靭
性を劣化させるため、0.005〜0.02%とする。
効果がなく、0.07%を超えると清浄度が低下し、耐
HIC性を劣化させるため、0.01〜0.07%とす
る。
り、0.0005%未満ではその効果が十分でなく、
0.0025%をこえて添加しても効果が飽和し、むし
ろ、清浄度の低下により耐HIC性を劣化させるので、
0.0005〜0.0025%とする。
/15+(Cr+Mo+V)/5≧0.26% 炭素当量:C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(C
r+Mo+V)/5はX60以上の強度を確保するた
め、0.26%以上添加する。
る。
多く添加すると溶接性が劣化するため、0.50%を上
限とする。
多く添加すると応力腐食割れが発生しやすくなるため、
0.50%を上限とする。
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、0.50%を上限とする。
多く添加すると溶接性や耐HIC性が劣化するため、
0.50%を上限とする。
度を上昇させる元素であるが、多く添加すると溶接性を
著しく損なうため、0.10%を上限とする。 2.製造条件 スラブ加熱温度:1000〜1200℃ スラブ加熱温度が1000℃未満では強度が得られず、
1200℃を超えると靭性が劣化するため、1000〜
1200℃とする。
温度域で圧下率60%以上 鋼板表面付近の結晶粒が成長し、硬度が上昇すると、耐
HIC性が劣化するため、オーステナイト未再結晶温度
域に相当する950℃以下のオーステナイト温度域で圧
下率60%以上の圧延により結晶粒を微細化する。
すると、耐HIC性が劣化するため、加速冷却開始温度
をAr3−50℃以上とする。
下 加速冷却開始からの冷却(初期冷却)は、5℃/秒未満
の場合、耐HIC性が劣化し、20℃/秒を超えると表
面硬度が上昇し、耐HIC性が劣化するので、5℃/秒
以上20℃/秒以下とする。尚、本発明における冷却速
度は鋼板の板厚中央部での値とする。
却に切り替える。鋼板表面温度が500℃を超えると、
表面硬度が上昇し、耐HIC性が劣化する。
下 後期冷却は、5℃/秒未満の場合、十分な強度が得られ
ず、50℃/秒を超えると表面硬度が上昇するので、5
℃/秒以上50℃/秒以下とする。
得られないため、600℃以下とする。尚、後期冷却停
止温度は板厚方向平均温度とする。
件、機械的性質、耐HIC性、および、溶接性を示す。
製造条件で冷却速度1は圧延後の初期冷却速度、冷却速
度2は後期冷却速度を指すものとする。機械的性質とし
て強度、靭性を求めた。強度はX80グレード鋼として
要求される降伏強さ448MPa以上を目標とし、靭性
はシャルピー衝撃試験における破面遷移温度として、−
70℃以下を目標とした。溶接性は斜めY割れ試験によ
り評価し、室温で溶接し、割れが生じない場合、良好と
した。耐HIC性はpHが約3の硫化水素を飽和させた
5%NaCl+0.5%CH3COOH水溶液(通常N
ACE溶液)中で行ったHIC試験で、割れ長さ率(C
LR)が15%以下となったものを良好とした。
鋼)は良好な機械的特性と耐HIC性が得られている。
本発明法によらない鋼板(比較鋼)は機械的特性または
耐HIC性のいずれかが劣っている。鋼板A−1〜A−
10は成分組成は本発明の範囲内であるが、製造条件が
本発明範囲外であり、比較鋼となっている。
強度が目標値に達しない。比較鋼A−2は、スラブ加熱
温度が高く、靭性が目標値に達しない。比較鋼A−3
は、圧下率が低く、耐HIC性が劣る。比較鋼A−4は
冷却開始温度が低く、耐HIC性が劣る。比較鋼A−5
は初期冷却から後期冷却への切り替え温度が高く、耐H
IC性が劣る。
び加速冷却停止温度が高く、耐HIC性が劣る。比較鋼
A−7は初期冷却速度が遅く、強度が劣る。比較鋼A−
8は加速冷却停止温度が高く、強度が劣る。比較鋼A−
9は後期冷却速度が遅く、強度が劣る。比較鋼A−10
は加速冷却停止温度が高く、耐HIC性が劣る。比較鋼
M−1〜P−1は成分組成、製造条件ともに本発明範囲
外となっている。比較鋼M−1はC量が低く、Si,M
n量が高い。また、スラブ加熱温度が高く、靭性、耐H
IC性、溶接性が劣る。
初期冷却から後期冷却への切り替え温度も高く、耐HI
C性、溶接性が劣る。比較鋼O−1はTi量が高く、ま
た、初期冷却速度が早く、耐HIC性、溶接性が劣る。
比較鋼P−1はSi量、P量、S量が高く、また、加速
冷却停止温度も高く、強度が低く、耐HIC性が劣る。
比較鋼Q−1はNb,Tiを含有せず、靭性が劣る。比
較鋼R−1はSi量、Ca量、Ni量が高く、耐HIC
性が劣る。鋼板L−1,L−2は炭素当量が本発明範囲
外であり、比較鋼となっている。
強度鋼板を安価に大量に製造することができる。
Claims (2)
- 【請求項1】 重量%で、C:0.03〜0.08%、
Si:0.03〜0.50%、Mn:1.0〜1.8
%、P:0.010%以下、S:0.002%以下、N
b:0.005〜0.05%、Ti:0.005〜0.
02%、Al:0.01〜0.07%、Ca:0.00
05〜0.0025%を含有し、かつC+Mn/6+
(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5≧0.
26を満足する残部Feおよび不可避不純物からなる鋼
を1000〜1200℃に加熱し、950℃以下のオー
ステナイト温度域で圧下率60%以上の圧延を行った
後、Ar3−50℃以上から鋼板の表面温度が500℃
以下となるまで鋼板中央部の平均冷却速度5℃/秒以上
20℃/秒以下で冷却し、さらに鋼板中央部の平均冷却
速度5℃/秒以上50℃/秒以下で600℃以下まで冷
却することを特徴とする耐HIC性に優れた高強度鋼の
製造方法。 - 【請求項2】 重量%で、C:0.03〜0.08%、
Si:0.03〜0.50%、Mn:1.0〜1.8
%、P:0.010%以下、S:0.002%以下、N
b:0.005〜0.05%、Ti:0.005〜0.
02%、Al:0.01〜0.07%、Ca:0.00
05〜0.0025%、さらにCu:0.50%以下、
Ni:0.50%以下、Cr:0.50%以下、Mo:
0.50%以下、及びV:0.10%以下から選択され
た1種または2種以上を含有し、かつC+Mn/6+
(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5≧0.
26を満足する残部Feおよび不可避不純物からなる鋼
を1000〜1200℃に加熱し、950℃以下のオー
ステナイト温度域で圧下率60%以上の圧延を行った
後、Ar3−50℃以上から鋼板の表面温度が500℃
以下となるまで鋼板中央部の平均冷却速度5℃/秒以上
20℃/秒以下で冷却し、さらに鋼板中央部の平均冷却
速度5℃/秒以上50℃/秒以下で600℃以下まで冷
却することを特徴とする耐HIC性に優れた高強度鋼の
製造方法。
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